studiul materialelor -vol.1

UNIVERSITATEA PETROL – GAZE DIN PLOIESTI

Prof.dr.ing. Gh. Zecheru

Conf. dr.ing. Gh. Drăghici

ELEMENTE DE STIINTA SIINGINERIA MATERIALELOR

Volumul 1

Editura ILEX şi Editura Universităţii din Ploiesti2001

i

CUVÂNT ÎNAINTEDESPRE GRANTUL C.N.F.I.S. 39691 “MODEL DE

SOFTWARE INTEGRAT DE TIP MULTIMEDIA PENTRUÎNVĂŢARE INTERACTIVĂ” GENERAT LA UNIVERSITATEAPETROL – GAZE DIN PLOIESTI

Obiectivul fundamental al grantului (C.N.F.I.S 39691) este crearea unuiinstrument software de tip multimedia care să ofere fiecărui cadru didactic unmodel de construire şi prezentare a cursurilor , seminariilor şi laboratoarelor într-omanieră modernă, utilizând facilităţile puse la dispoziţie de tehnica avansată.

Grantul se adresează în egală măsură şi studenţilor care vor putea să“audieze” cursurile / seminariile / laboratoarele în condiţii comparabile cu cele dinţările dezvoltate.

Grantul C.N.F.I.S 39691 este structurat pe trei componente: CURS,LABORATOR, EVALUARE (vezi figura 1*).

• Componenta CURS oferă utilizatorilor de tip CADRU DIDACTICposibilitatea de a realiza conţinutul cursului într-o manieră flexibilă, putând folosiinformaţii de tip text, imagine, animaţie, prezentare video, slide show.

Utilizatorul de tip STUDENT va avea acces la toate aceste tipuri deprezentare.

În urma activării acestei componente, se poate obţine cursul pe suport dehârtie, pe suport magnetic sau se poate realiza introducerea în pagina de WEB aconţinutului acestuia.

• Componenta LABORATOR acoperă activitatea de seminar / laborator.Ea oferă posibilitatea cursantului (utilizatorul de tip STUDENT) de a avea acces latextul de prezentare a temei propuse, la instrumente de tip instructor (tutorial), întoate cele cinci tipuri de prezentare de la curs, precum şi la modele alefenomenelor / conceptelor prezentate. De asemenea, se pot realiza conexiuni cuanumite cursuri sau seminarii / laboratoare. Utilizatorul de tip CADRU DIDACTICva avea posibilitatea să-şi descrie tema propusă folosind facilităţi de tip text,imagine, animaţie, prezentare video, slide show şi aplicaţii software specializate.El poate uza de ele pentru a realiza instrumente de tip instructor, precum şi modeleale fenomenului / conceptului prezentat sau conexiuni cu noţiuni înrudite. Caurmare a activării acestei componente, se pot obţine comparaţii între obiectivelepropuse şi rezultatele obţinute, exemple de rezolvare a problemelor propuse, datenecesare efectuării lucrării, precum şi chestionare de tip şablon. * Documentaţie Grant C.N.F.I.S. 39691 (1999,2000,2001), Runda a II-a, Director Grant – Liviu Dumitraşcu

ii

Figura 1. Structura generală a Grantului C.N.F.I.S 39691

• Componenta EVALUARE îşi propune să ofere posibilitateaevaluărilor efectuate de către utilizatorii de tip CADRU DIDACTIC asuprautilizatorilor de tip STUDENT, precum şi autoevaluărilor realizate de utilizatorulde tip student, la cerere. Evaluarea se poate realiza fie pe baza unor formulare detip bilet de examen, fie de tip chestionar (generat de un software specializat). Incazul autoevaluării, utilizatorul STUDENT poate beneficia de acces direct la

iii

cursul aferent sau la un ciclu de tip întrebare – răspuns, posibilitate implementatăcu ajutorul serviciului de poştă electronică. Serviciul de poştă electronică va fisusţinut de un server de WEB propriu programului.

REMARCI:

• Grantul «MODEL DE SOFTWARE INTEGRAT DE TIPMULTIMEDIA PENTRU ÎNVĂŢARE INTERACTIVĂ GENERAT LAUNIVERSITATEA PETROL – GAZE DIN PLOIESTI» se realizează în treietape:

ETAPA I (proiectul de iniţiere program) – Realizare prototip SALĂ DECURS (anul 1999);

ETAPA a II-a – Imbunătăţirea prototipului SALĂ DE CURS, realizareprototipuri SALĂ DE LABORATOR, SALĂ DE EVALUARE (anul2000);

ETAPA a III-a – Realizarea integrală a modelului de învăţare interactivă(anul 2001).

• Domeniul de interes al acestui program se înscrie în aria preocupărilorspecialiştilor din învăţământ şi din domenii conexe acestuia, din EUROPA şi dinAMERICA.

• Rezultatele obţinute în urma aplicării unui software integrat de tipmultimedia pentru învăţare interactivă pentru disciplinele predate în cadrul uneiuniversităţi (precum şi pentru planurile de învăţământ) pot fi folosite ca punct deplecare în vederea constituirii unui server de WEB, bază pentru învăţământul ladistanţă, pentru cursuri intensive de scurtă durată, alternativă dinamică pentrustudiul individual la bibliotecă. Implementarea unui astfel de mecanism creeazăpremise pentru posibilitatea evaluării interactive a studenţilor, precum şi pentrurealizarea unui ciclu de tip “întrebare-răspuns” (cu ajutorul serviciului de poştăelectronică).

• Un câştig important constă în posibilitatea de a face cunoscutăUNIVERSITATEA, atât în ţară cât şi în lume, nu numai la nivelul unor informaţiigenerale, cât mai ales la nivelul a ceea ce constituie una din componentele saleesenţia : cea de ÎNVĂŢĂMÂNT.

La baza generării cursurilor interactive de învăţare / instruire realizateintegral / parţial în cadrul grantului a stat “ Metodologia de proiectare acursurilor multimedia şi hipermedia” ce cuprinde următoarele etape: Analizacerinţelor de instruire, Proiectarea preliminară a aplicaţiei (cursului),Dezvoltarea aplicaţiei (cursului), Implementarea aplicaţiei (cursului), Evaluareaşi întreţinerea aplicaţiei (cursului).

Pentru prezentarea tuturor cursurilor realizate în cadrul grantului a fostgenerată seria “Cursuri multimedia. Grant C.N.F.I.S 39691 “ în care aparelucrarea Elemente de ştiinţa şi ingineria materialelor, Editura ILEX şi EdituraUniversităţii PETROL – GAZE din Ploiesti.

iv

REMARCI:

• Toate lucrările din seria “Cursuri multimedia. Grant C.N.F.I.S 39691“se află pe site-ul Universităţii PETROL – GAZE din Ploiesti şi sunt disponibile peCD-ROM.

• Autorii lucrărilor sunt cadre didactice ale Universităţii, de lacatedrele: Informatică, Tehnologia Construcţiei de Utilaj Petrolier, ForajulSondelor, Chimie, Filologie.

Îmi exprim convingerea că prin realizarea acestui proiect se va reuşi oconcordanţă a procesului de învăţământ din Universitatea PETROL – GAZE dinPloiesti cu tendinţele internaţionale.

DESPRE CARTE

Lucrarea “Elemente de ingineria şi ştiinţa materialelor” cuprindeinformaţiile esenţiale privind structura şi proprietăţile principalelor categorii demateriale folosite în tehnică şi poate constitui un ghid valoros pentru alegerearaţională a materialelor necesare diferitelor aplicaţii industriale.

Lucrarea este structurată în două volume. Primul volum conţine noţiunilefundamentale privind structura si proprietăţile mecanice ale metalelor şi aliajelor şiinformaţiile principale privind structura, proprietăţile şi tratamentele termice alematerialelor metalice cu cea mai mare pondere de utilizare industrială: fontele şioţelurile. Cel de-al doilea volum al lucrării va cuprinde informaţiile principaleprivind structura, proprietăţile şi domeniile de utilizare ale altor categorii demateriale: metalele şi aliajele neferoase, sticlele şi materialele ceramice,plastomerii şi elastomerii, materialele compozite şi materialele sinterizate.

Fiecare capitol al lucrării este prevăzut cu teste de autoevaluare şi aplicaţii,care permit utilizatorilor să-şi autoaprecieze nivelul de pregătire şi nivelul decompetenţă în folosirea independentă şi corectă a cunoştinţelor dobândite lasoluţionarea unor probleme concrete.

Prof.dr.ing. Liviu DumitraşcuProrectorDirector Grant C.N.F.I.S. 39691Coordonatorul seriei “Cursuri multimedia. Grant C.N.F.I.S 39691“

v

CUVÂNTUL AUTORILOR

Lucrarea Elemente de stiinţa şi ingineria materialelor a fost conceputăastfel încât să constituie un instrument util şi eficient pentru pregătirea individualăla disciplina Studiul materialelor, prevăzută în planul de învăţământ al studenţiloranului I, specializările Utilaj Tehnologic Petrolier şi Utilaj Tehnologic pentruTransportul şi Depozitarea Hidrocarburilor, de la Facultatea de Inginerie Mecanicăsi Electrică din cadrul Universităţii Petrol – Gaze din Ploiesti. Ea poate fi utilizatăcu bune rezultate şi de studenţii care se pregătesc în alte specializări inginereşti(Electromecanică, Inginerie Economică, Electronică Aplicată, Automatică şiInformatică Industrială) în Universitatea PETROL – GAZE din Ploiesti sau în alteinstituţii de învăţământ superior, precum şi de tehnicienii şi inginerii care dorescsă-şi aprofundeze sau să-şi reactualizeze cunoştinţele în domeniul materialelor.

Lucrarea are ca obiect prezentarea structurii si proprietăţilor materialelorfolosite în tehnică, precizarea legăturilor (corelaţiilor) dintre compoziţia chimică,structura si proprietăţile acestor materiale si evidenţierea modificărilor de structurăsi proprietăţi care se produc ca urmare a prelucrării materialelor prin diverseprocedee tehnologice, scopul principal urmărit fiind însuşirea principiilor,legităţilor şi mecanismelor care stau la baza obţinerii materialelor cu structuracorespunzătoare asigurării proprietăţilor impuse de utilizarea lor în diverseaplicaţii tehnice.

Deoarece principalele aplicaţii tehnice avute în vedere sunt cele dindomeniul maşinilor, utilajelor şi echipamentelor petroliere, materialele care auîn prezent şi în viitorul apropiat cea mai mare pondere de utilizare suntmaterialele metalice (metalele şi aliajele) şi ca urmare partea din lucraredestinată studierii acestor materiale este cea mai consistentă. Sunt studiate însăîn lucrare şi celelate categorii de materiale folosite în tehnică: sticlele şimaterialele ceramice, materialele pe bază de substanţe macromoleculare(plastomerii şi elastomerii), materialele obţinute prin agregare de pulberi şimateriale compozite durificate cu fibre.

Tinând seama că principalii beneficiari ai lucrării studiază problemeleprivind materialele în primul an al programului lor de pregătire universitară,structurarea lucrării s-a făcut aplicând următoarele principii:

• corelarea ponderii acordate tratării fiecărui subiect cu cerinţelebeneficiarilor, care se pregătesc pentru a deveni utilizatori (nu producători) aimaterialelor în diverse aplicaţii tehnice;

• prezentarea gradată a cunoştinţelor, într-o succesiune logică, astfelîncât să se faciliteze înţelegerea şi fixarea acestora;

• prezentarea cunoştinţelor la nivelul ştiinţific corespunzătorpregătirii dobândite de utilizatori în liceu şi la disciplinele predate în primul anal pregătirii universitare, în paralel cu studiul materialelor (matematică, chimiegenerală, fizică etc.);

• folosirea cunoştinţelor însuşite la disciplinele anterior studiatepentru fundamentarea şi înţelegerea noilor cunoştinţe privind structura şiproprietăţile materialelor;

vi

• indicarea la fiecare capitol a unei liste bibliografice judiciosîntocmite, cuprinzând lucrări care să permită utilizatorilor să se informezesuplimentar pentru înţelegerea, perfecţionare sau aprofundarea cunoştinţelor;

• prezentarea la sfârşitul fiecărui capitol a unei liste cu cuvinte şiexpresii cheie, care să permită utilizatorilor sistematizarea şi fixarea celor maiimportante noţiuni cuprinse în capitolul respectiv;

• formularea după fiecare capitol a unui număr consistent de aplicaţiişi teste de autoevaluare care să permită utilizatorilor să-şi autoaprecieze nivelulde pregătire şi nivelul de competenţă (capacitatea de a utiliza independent şicorect cunoştinţele dobândite pentru soluţionarea unor probleme practiceconcrete).

Lucrarea este structurată în două volume. Primul volum conţine capitolele:Noţiuni generale despre metale; Noţiuni generale despre aliaje; Proprietăţilemecanice ale materialelor metalice; Studiul aliajelor sistemului fier – carbon;Transformările de fază în stare solidă la oţeluri şi fonte; Tratamentele termice laoţeluri şi fonte, iar capitolele celui de-al doilea volumul sunt: Oţelurile şi fontelealiate; Clasele de oţeluri şi fonte comerciale; Structura şi proprietăţile aliajelorneferoase; Structura şi proprietăţile sticlelor şi materialelor ceramice; Structura şiproprietăţile materialelor pe bază de substanţe macromoleculare; Structura şiproprietăţile materialelor realizate prin agregare de pulberi; Structura şiproprietăţile materialelor compozite; Alegerea materialelor pentru aplicaţiiletehnice.

Adresăm cele mai calde mulţumiri celui care a făcut posibilă publicareaacestei lucrări (prof.dr.ing. Liviu Dumitraşcu ) şi colegilor care au realizat recenziastiinţifică a lucrării.

Urăm utilizatorilor succes în însuşirea cunoştinţelor privind structura şiproprietăţile materialelor şi aşteptăm cu deosebit interes sugestiile lor pentruîmbunătăţirea ediţiei viitoare a lucrării.

Autorii

Ploieşti 14 august 2001

Prof. dr.ing. Gheorghe ZecheruConf.dr.ing. Gheorghe Draghici

ELEMENTE DE STIINTA SIINGINERIA MATERIALELOR

1

CUPRINS

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

191920

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

25252629

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

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

484851

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

5555

56

61

2

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

64

67

71

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

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

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

3

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

172174175176

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

183183185190

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

197198202

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

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

225225227230

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

231232233236

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

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

258259

4

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

259261

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

263263264264266267267

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

268268271275280

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

282282283285290291

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

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

Capitolul 1 Noţiuni generale despre metale

5

Capitolul 1

NOTIUNI GENERALE DESPRE METALE

1.1. Introducere

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

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

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

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

ELEMENTE DE STIINTA SI INGINERIA MATERIALELOR

6

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

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

1.2. Structura cristalină a metalelor

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

Fl = Fr− Fa = mn rB

rA − , (1.1)

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

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

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


7

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

1,010,046

2He

4,00-

3Li

6,940,152

4Be

9,010,114

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

5B

10,810,097

6C

12,010,077

7N

14,010,071

8O

16,000,060

9F

19,00-

10Ne

20,180,160

11Na

22,990,186

12Mg

24,310,160

Scade caracterul metalic 13Al

26,980,143

14Si

28,090,117

15P

30,970,109

16S

32,060,106

17Cl

35,450,107

18Ar

39,950,192

19K

39,100,231

20Ca

40,080,197

21Sc

44,960,160

22Ti

47,900,147

23V

50,940,132

24Cr

52,000,125

25Mn

54,940,112

26Fe

55,850,124

27Co

58,930,125

28Ni

58,690,125

29Cu

63,550,128

30Zn

65,380,133

31Ga

69,720,135

32Ge

72,590,122

33As

74,920,125

34Se

78,960,116

35Br

79,900,119

36Kr

83,800,197

37Rb

85,470,251

38Sr

87,620,215

39Y

88,910,181

40Zr

91,220,158

41Nb

92,910,143

42Mo

95,940,136

43Tc

(98)-

44Ru

101,10,134

45Rh

102,90,134

46Pd

106,40,137

47Ag

107,90,144

48Cd

112,40,150

49In

114,80,157

50Sn

118,70,158

51Sb

121,70,161

52Te

127,60,143

53I

126,90,136

54Xe

131,30,218

55Cs

132,90,265

56Ba

137,30,217

57La *138,90,187

72Hf

178,50,159

73Ta

180,90,147

74W

183,90,137

75Re

186,20,138

76Os

190,20,135

77Ir

192,20,135

78Pt

195,10,138

79Au

197,00,144

80Hg

200,60,150

81Tl

204,40,171

82Pb

207,20,175

83Bi

209,00,182

84Po

(209)0,140

85At

(210)-

86Rn

(222)-

87Fr

(223)-

88Ra

226,0-

89Ac **227,0

-

104Rf

(260)-

105Ha

262,0-

106Unh(263)

-

107Uns

(262)-

108Uno(265)

-

109Unn(266)

-

Lantanide *(Lantanoide)

58Ce

140,10,182

59Pr

140,90,183

60Nd

144,20,182

61Pm

(145)-

62Sm

150,40,181

63Eu

152,00,204

64Gd

157,20,180

65Tb

158,90,177

66Dy

162,50,177

67Ho

164,90,176

68Er

167,30,175

69Tm

168,90,174

70Yb

173,00,193

71Lu

175,00,173

Actinide **(Actinoide)

90Th

232,00,180

91Pa

231,0-

92U

238,00,138

93Np

237,0-

94Pu

(244)-

95Am

(243)-

96Cm

(247)-

97Bk

(247)-

98Cf

(251)-

99Es

(252)-

100Fm

(257)-

101Md

(258)-

102No

(259)-

103Lr

(260)-

ELEMENTE DE STIINTA SI INGINERIA MATERIALELOR

8

TABELUL 1.2. CARACTERISTICILE FIZICO – CHIMICE ALE PRINCIPALELOR METALE

Elementulchimic

Numãrulatomic

Simbolulchimic Ioni

Razaionicã,

nm

Densitatea ρ la ta= 200C,

kg/m3

Temperaturade solidificare

(topire) ts,0C

Structuracristalinã

Parametrii dimensionaliai reţelei,

nm

Domeniul temp. destabilitate al

structurii, 0C

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

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

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

t < 1250t ∈ (1250; ts)

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

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

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

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

a = 0,558a = 0,448

t < 464t ∈ (464; ts)

Titan 22 TiTi2+

Ti3+

Ti4+

0,0760,0690,064

4510 1660 Tiα / HCTiβ / CVC

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

t < 882t ∈ (882; ts)

Vanadiu 23 VV3+

V4+

V5+

0,0650,0610,040

6090 1890 CVC a = 0,303 t < ts

Crom 24 Cr Cr3+

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

Mangan 25 MnMn2+

Mn3+

Mn4+

0,0910,0700,052

7470 1244

Mnα / CubMnβ / CubMnγ /CFCMnδ /CVC

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

t < 742t ∈ (742; 1095)t ∈ (1095;1133)

t ∈ (1133; ts)

Fier 26 Fe Fe2+

Fe3+0,0870,067 7870 1538

Feα / CVCFeγ / CFCFeδ / CVC

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

t < 910t ∈ (910;1392)t ∈ (1392; ts)

Cobalt 27 Co Co2+

Co3+0,0820,065 8800 1495 Coα / HC

Coβ / CFCa1= 0,251; a3 = 0,407

a = 0,354t < 450

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

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


9

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

Elementulchimic

Numãrulatomic

Simbolulchimic Ioni

Razaionicã,

nm

Densitatea ρ la ta= 200C,

kg/m3

Temperaturade solidificare

(topire) ts, 0C

Structuracristalinã

Parametrii dimensionaliai reţelei,

nm

Domeniul temp. destabilitate al structurii,

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

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

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

t < 862t ∈ (862; ts)

Niobiu 41 Nb Nb4+

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

Molibden 42 Mo Mo4+

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

Rhodiu 45 Rh Rh3+

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

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

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

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

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

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

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

Laβ / CFCLaγ / CVC

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

t < 310t ∈ (310;868)t ∈ (868; ts)

Ceriu 58 Ce Ce3+

Ce4+0,1180,102 6770 798 Ceγ / CFC

Ceδ / CVCa = 0,516a = 0,412

t ∈ (ta;730)t ∈ (730; ts)

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

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

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

Platinã 78 Pt Pt2+

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

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

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

ELEMENTE DE ŞTIINŢA ŞI INGINERIA MATERIALELOR

10

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

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

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

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

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

Fig.1.1 Variaţia cu distanţa a forţei delegătură dintre ioni

Fig. 1.2 Celula elementară a unei reţelespaţiale


11

ifv NN

NN ++=28

, (1.2)

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

Fig. 1.3 Structurile cristaline tipice ale metalelor

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

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


12

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

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

înconjurat simetric de 8 atomi situaţi la distanţa 23

10 ar = faţă de atomul

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

înconjurat simetric de 12 atomi situaţi la distanta 22

10 ar = faţă de atomul

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

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

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

34

21

23'

0aa

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

echivalentă cu asigurarea unui raport ≅=38

1

3aa 1,633.

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

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

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

ce

at

c

aVV

VV N==η (1.3)

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

34 π 3

atr ,

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

diagonalele celulelor elementare, 23

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


13

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

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

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

1a ,

iar Vat =34 π 3

atr ; deoarece la

structurile cristaline CFCpunctele de tangenţă aleatomilor sunt situate pediagonalele feţelor celulelor

elementare, 22

10 ar = = 2rat şi,

folosind relaţia (1.3), se obţine

62πη = ≅ 0,74. Acest rezultat

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

* În cazul structurilor HC, N = 2, 43

32

1 aaVce = , iar Vat = 34 π 3

atr ; aşa cum

s-a arătat anterior, pentru aceste structuri 38

1

3 =aa , iar distanţa interatomică este

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

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

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

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

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

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


14

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

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

află coordonata respectivă (321 az,

ay,

ax ⇒ u,v,w).

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

ca urmare, coordonatele adimensionale ale acestuia sunt 321 az,

ay,

ax ⇒ 1,1,1.

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

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

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

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

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

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

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

,21 ;

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

20,

21,

21 şi, ca urmare,

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

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

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

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


15

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

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

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

- se efectueaza rapoartele 321 a

OZ,aOY,

aOX şi se obţine un grup de trei numere

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

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

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

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

au lungimile OX = 21a ; OY =

22a ; OZ ⇒ ∞;

- efectuarea rapoartelor 321 a

OZ,aOY,

aOX conduce la grupul de fracţii

21 ;

21 ;∞;

- fracţiile răsturnate sunt 12 ;

12 ;0, iar indicii Miller ai planului

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

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

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

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


16

Fig. 1.5 Determinarea indicilor direcţiilor şi planelorcristalografice în structura CFC

Fig. 1.6 Determinarea indicilordirecţiilor şi planelor cristalografice

în structura HC

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

- segmentele tăiate de planul considerat pe cele patru axe de

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

1a− ; OZ = a3;

- efectuarea rapoartelor 3111

1aOZ,

aOY

,aOY,

aOX conduce la grupul de fracţii

1;1;21− ;1;

- fracţiile răsturnate sunt 11

12

11

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

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

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

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


17

1.3. Noţiuni fundamentale de termodinamică folositeîn studiul metalelor

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

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

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

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

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

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

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

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

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


18

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

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

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

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

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

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

Fig. 1.7. Variaţia energiei libere cutemperatura

Fig. 1.8. Tipuri de echilibru într-un sistemtermodinamic

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

RTEa

evv−

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


19

1.4. Cristalizarea primară

1.4.1. Termodinamica cristalizării primare

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

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

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

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

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

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

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

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

Fig. 1.9. Condiţiile termodinamice alecristalizării primare


20

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

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

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

1.4.2. Mecanismul, cinetica şi morfologia cristalizării primare

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

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


21

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

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

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

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

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

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

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

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


22

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

2Fgs + 12agσ = 0:

gs

gk Fa σ= 4 (1.10)

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

∆Fk = f(agk) = - 4σagk2 + Agkσ =

332

σσσ gk

gkgk AA

A =+− (1.11)

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

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

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

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

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

se produce o variaţie de entropie a metaluis

sTqS =∆ şi o variaţie a energiei libere la

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

rss T

Tqq − =

ss T

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

sunt date de relaţiile:

TqT

F s

s

gsgka

∆== σσ 44 , (1.12)

22

3323 Tsq

TA sgkkF

∆==∆ σσ

. (1.13)

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

dimensiunilor critice ale germenilor cristalini şi reducerea energiei de activare a


23

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

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

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

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

100VVs

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

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

derivatei în raport cu timpul a volumului vs, ss

c vvd

dv =≈τ

, în timpul cristalizării

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

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

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

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

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


24

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

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

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

Fig. 1.14. Cresterea dendritica a grauntilorcristalini

Fig.1.15. Obţinerea structurii policristaline la cristalizarea primară

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


25

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

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

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

1.5. Imperfecţiunile structurilor cristaline

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

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

1.5.1. Imperfecţiuni punctiforme alestructurilor cristaline

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

Fig. 1.16. Imperfecţiunile punctiformeale structurilor cristaline


26

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

1.5.2. Imperfecţiuni liniare ale structurilor cristaline

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

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

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

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

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

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


27

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

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

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

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

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

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

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


28

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

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

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

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

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

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

Fig. 1.20. Deplasarea prin alunecare adislocaţiilor

Fig. 1.21. Deplasarea prin căţărarare adislocaţiilor

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

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

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


29

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

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

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

1.5.3. Imperfecţiuni de suprafaţă ale structurilor cristaline

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

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

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

Fig. 1.22. Interacţiunea dislocaţiilor


30

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

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

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

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

1.6. Alotropia (polimorfismul) metalelor

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

Transformările alotropice au următoarele particularităţi privindjustificarea termodinamică şi mecanismele desfăşurării:


31

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

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

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

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

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

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


32

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

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

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

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

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

1.7. Difuzia în structurile cristaline ale metalelor

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

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

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

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

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

dxdcDm −= , (1.14)


33

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

RTEa

eDD−

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

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

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

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

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

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

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

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


34

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

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

Bibliografie

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

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

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

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

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

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

Edition, Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989


35

Teste de autoevaluare

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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


36

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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


37

Aplicaţii

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

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

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

<1,1,0>) şi există relaţia atra 22

21 = . În consecinţă, 4

21aatr = şi, cu datele

problemei, se obţine 128,04

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

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

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

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

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

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

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


38

coordinaţie este C = 12, dacă se respectă condiţia 38

13 =

aa ≅ 1,633. Ţinând seama

de datele problemei, rezultă în cazul structurii hexagonale a zincului26604950

13

,,

aa = =

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

elementare, au semiaxa 22560

21 ,a

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

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

semiaxa 3

26604

495021

3421 222

123 ,,aa

atr ++ == = 0,146 nm.

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

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

12 atomi situaţi la distanţa2

210

ar = ) şi, dacă se consideră atomul situat în

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

adimensionale: ;1,21

,21 1,

21

,23 ; 1,

23

,21 ; 1,

23

,23 ;

21

21 ,1, ;

21

,21,1 ;

21

,23,1 ;

21

23 ,1, ;

23

21 ,1, ;

23

,21,1 ;

23,

23,

23 ;

23

23 ,1, .

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

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

atomi situaţi la distanţa 2

310

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

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

21,

21,

21 ;

21,

23,

21 ;

21,

21,

23 ;

21,

23,

23 ;

23,

21,

21 ;

23,

23,

21 ;

23,

21,

23 ;

23,

23,

23 .

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


39

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

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

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

2623

3102749

100226108555 −⋅===⋅

⋅ ,m,

,Nm

A

aat kg. În aceste circumstanţe, densitatea Feα

se calculează cu relaţia 785929

26

103621027492 ===ρ −

−

⋅

⋅⋅⋅

,,

VmN

c

atFe kg/m3.

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

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

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

Răspuns: ρCu = 8972 kg/m3

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

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

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

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

21 ,1, ; f)

21

21 ,1, şi 0,1,0; g) 1,0,1 şi

21

21 ,0, ?

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

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

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

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


40

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

defineşte cu relaţia [ ]r

ahkl l

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

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

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

rezultă na = 21 +

21 = 1 şi [ ]

66101 10462

10228701 ⋅==ρ −⋅⋅

,,

atomi/mm.

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

cubice) şi rezultă na = 21 +1+

21 = 2 şi [ ]

66111 10024

10328701 ⋅==ρ −⋅⋅

,,

atomi/mm.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Răspuns: a); b)


41

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

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

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

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

cu relaţia ( )r

ahkl S

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

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

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

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

( )13

122101 107211022870

1 ⋅==ρ −⋅⋅,

,atomi/mm2.

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

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

( )13

122100 10211102870

1 ⋅==ρ −⋅,

, atomi/mm2.

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

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

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

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

cristalină de tip HC se defineşte cu relaţia ( )r

ahkil S

n=ρ , na fiind numărul de atomi

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

poate lua ][6432aSr = şi rezultă 361

31 =+= ⋅an şi


42

( )13

1220001 1012,1

1043321,0[6

3 ⋅==−⋅⋅

ρ atomi/mm2.

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

hexagonale, se poate lua 432aSr = şi rezultă

21

613 =⋅=an şi

( )13

20002 1012,1

321,043

21

⋅=⋅

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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


43

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

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

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

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

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

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

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

3g

ga

Vπ

= şi 2gg dA π=

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

unui germen este dată de relaţia:

)( 23

6σπσσ g

gsggsgg aAFVFFF

Fa+−=+−=∆+∆−=∆ .

Rezolvând ecuaţia 0)('Δ =gaF 022

=+−⇒ σgsFag , rezultă

gsgk F

a σ= 4 , iar

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

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

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


44

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

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

Tabelul 1.3 Rezultatele aplicaţiei A.1.28

∆T, oC 20 50 100 150 200

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

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

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

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

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

Ts

sgka

∆σ= 4 , efectivul atomic al unui

germen de dimensiune critică este dat de relaţia 3

=

aa gk

gk Nn , în care N reprezintă

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

dimensiune critică se obţine cu relaţia A

agkgk N

mnm = , NA fiind numărul lui

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

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

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

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


45

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

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

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

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

dxdcDm −= în care,

dxdc este gradientul

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

expresia RTEa

eDD−

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

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

===

γ−⋅−−−

12131

12931

31481011311 3

12

1

2 ,TTRE

)T(m)T(m ee

a

2,0 ;

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


46

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

Tipul structuriicristaline în care se

face difuzia CFeα / CVC Feγ / CFC

Coeficientul dedifuzie a C în Fe

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

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

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

===

α −⋅−−−9731

10531

3148107911 3

12

1

2 ,TTRE

)T(m)T(m ee

a

2,1 ;

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

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

===

−

−

α

γ−−

⋅⋅

−−9731

10531

31481

1024101

111

7

612

0

0

1

2 ,,

TTRDD

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

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

Capitolul 2 Noţiuni generale despre aliaje

47

Capitolul 2

NOŢIUNI GENERALE DESPRE ALIAJE

2.1. Introducere

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

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

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

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

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

100M

M AmA% = ; 100100

MM B

mm A%B% =−= , (2.1)

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

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

100NA

NAAatA% = ; 100100

NANAB

atat A%B% =−= , (2.2)

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


48

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

100

B

m

A

m

A

m

at

amB%

amA%

amA%

A%+

= ; 100

B

m

A

m

B

m

at

amB%

amA%

amB%

B%+

= (2.3)

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

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

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

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

2.2. Fazele solide din structura aliajelor

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

2.2.1. Soluţiile solide

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


49

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

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

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

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

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

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


50

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

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

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

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

definită cu relaţia 100A

BAr r

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

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

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

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

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

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


51

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

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

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

2.2.2. Compuşii intermetalici (chimici)

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

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

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

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


52

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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


53

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

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

aB

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

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

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

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

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

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

2.3. Constituenţii structurali (metalografici) ai aliajelor

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

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

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

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

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


54

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

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

2.4. Legea fazelor

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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


55

2.5. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare

2.5.1. Principiile reprezentării şi utilizării diagramelor de echilibru

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

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

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

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

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

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

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

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


56

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

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

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

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

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

atât în stare lichidă, cât şi în stare solidă

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

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


57

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

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

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

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

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

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


58

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

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

în stare lichidă, cât şi în stare solidă

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

la diferite temperaturi

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

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

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

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

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


59

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

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

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

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

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

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


60

Înmulţind cu 0100 ≠m

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

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

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

100LxGx

Gxaa

aaL%−

−= ; %α = 100 − %L = 100LxGx

Lxaa

aa−

− . (2.10)

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

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

(2.11)

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

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

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

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

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

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


61

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

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

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

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

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


62

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

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

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

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

stare lichidă, insolubile în stare solidă, cutransformare eutectică

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

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

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


63

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

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

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

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

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

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

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

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


64

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

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

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

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

în stare solidă, cu transformare eutectică

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

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

Particularităţile formării structurilor la aliajele aparţinând acestui sistem se


65

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

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

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

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

Fig. 2.10 Diagrama de echilibru asistemelor de aliaje binare cu

componentele complet solubile înstare lichidă, parţial solubile în stare

solidă, cu transformare eutectică

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

diferite temperaturi

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

diferite temperaturi

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

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

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


66

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

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

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

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

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

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

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

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

stare solidă, cu transformare eutectică


67

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

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

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

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

parţial solubile în stare solidă, cu transformare peritectică

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

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


68

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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


69

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

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

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

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

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

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

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

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


70

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

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

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

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

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

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

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


71

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

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

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

sunt insolubile sau parţial solubile în stare solidăşi formează compuşi intermetalici

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

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

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

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

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


72

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

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

topire congruentă

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

din fig. 2.18.

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

cu topire congruentă


din fig. 2.20.


73

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

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

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

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


din figura 2.22.

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

topire incongruentă


din figura 2.24.


74

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

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

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

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

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

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

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

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

şi prezintă (în stare solidă) transformări alotropice

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

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

Principalele tipuri de diagrame de echilibru ale sistemelor de aliaje binare


75

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

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

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

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

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

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


din fig. 2.26

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


76

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

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


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


din figura 2.28

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

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

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

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


77

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

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


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


din figura 2.30

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

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

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

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


78

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

2.6. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje ternare

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

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

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

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

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

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


79

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

C%B% == .

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

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

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

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

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

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

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

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


80

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

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

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

cât şi în stare solidă


81

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

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

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

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

în figura 2.33.

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

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


82

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

Cuvinte cheie

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

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

Bibliografie

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

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

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

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


83

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

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

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

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

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

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

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

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


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

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

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

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

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


84

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

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

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

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

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

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

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

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


85

Aplicaţii

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

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

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

relaţiile (v. scap. 2.1.): 10011 M

M AmA% = ; 100100 2

12 MM A

mm A%A% =−=

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

10011 NA

NAAatA% = ; 100100 2

12 NANAA

atat A%A% =−= .

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

vor avea masele A

aAatA N

mm 11 = ,

A

aAatA N

mm 22 = , NA fiind numărul lui Avogadro

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

1

1

11

aA

AA

atA

AA m

MmM NNA == ,

2

2

2

22

aA

AA

tA

AA m

M

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

componentelor aliajului devin:

100

2

2

1

1

1

1

1

aA

A

aA

A

aA

A

at

mM

mM

mM

A%+

= ; 100

2

2

1

1

2

2

2

aA

A

aA

A

aA

A

at

mM

mM

mM

A%+

= .

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

100

2

2

1

1

1

1

1

aA

m

aA

m

aA

m

at

mA%

mA%

mA%

A%+

= ; 100

2

2

1

1

2

2

2

aA

m

aA

m

aA

m

at

mA%

mA%

mA%

A%+

= .

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


86

100%

1

%

%

∑=

= k

j mjmA

m

A

aAj

aAj

jm

jatA , j = 1…k.

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

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

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

valenţă este ∑=

=k

jAjvAjNANE

1

şi, evident, numărul total de atomi este

∑=

=k

jAjNANA

1

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

concentraţia electronică CE a unui aliaj, rezultă:

.100

1%

1∑=

∑=

= ==

k

jAjvA

NA

k

jvNA

NANE

jatAjAj

CE

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

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

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

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

%,Cu%

,,

,

mSn%

mCu%

mCu%

aSn

m

aCu

m

aCu

m

at 288100100

711820

556380

556380

===++

;


87

%8,11100100%

7,11820

55,6380

7,11820

%%

%

===++

aSn

m

aCu

m

aSn

m

at

mSn

mCu

mSn

Sn .

Concentraţia electronică a aliajului considerat este:

2362100

48112288100

,CE ,,vSn%vCu% SnatCuat === ⋅+⋅⋅+⋅ .

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

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

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

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

VAjV 1100 == , VA1,

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

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

jmAj

AjjV M

M1100 ===

ρρ

ρρ şi

∑ ∑= = ρρρρ

=⇒=k

j

k

j Aj

jm

Aj

Aj A%MM

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

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

∑= ρ

=ρ k

j Aj

jmA%

1

100 şi k...j,A%A%Aj

jmjV 1==ρ

ρ .

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

7256

270010

893090

100100 ===ρ+

ρ+

ρ Al

m

Cu

m Al%Cu% kg/m3;

%,Cu%Cu%Cu

mV 1739089307256 ===

ρρ ; şi %,Al%Al%

lAmV 92610

27007256 ===

ρρ

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


88

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

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

k...j,A% k

jaAjat

aAjjatjm

mjA%

mA%1100

1

==∑ ⋅

⋅

=

.

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

%;,Ni%,,

,mTi%imNi%

mNi%

aTiataNat

aNiatm 547100 100

904750695850695850 ===

⋅+⋅⋅

⋅+⋅⋅

%;,Ti%,,

,matTi%mNi%

mTi%

aTiaNiat

aTiatm 552100 100

904750695850906750 ===

⋅+⋅⋅

⋅+⋅⋅

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

5892

4510552

8910547100100 ===ρ+

ρ+

ρ,,Ti%Ni%

Ti

m

Ni

m kg/m3.

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

%,Ni%Ni% ,Ni

mV 43189105892

547 ===ρ

ρ ; %,Ti%Ti% ,Ti

mV 66845105892

552 ===ρρ .

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

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

Tabelul 2.1 Rezultatele aplicaţiei A.2.6.Concentraţiile componentelorComponentul Masa

atomicăDensitatea,

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

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


89

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

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

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

decât 8 % ( %%,d,

,,r

irr

atCu

atNatCur 842100 100

128012511280 <=== −− );

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

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

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

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

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

RezolvareDin tabelul 1.1 şi tabelul 1.2 se extrag următoarele caracteristici ale

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

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

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

3

144015002

3

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

nm. Fiecărei celule elementare îi

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

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

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


90

Concentraţia electronică a compusului AgCd este:

51100

250150100

,CE CdatAgat vCd%vAg%=== ⋅+⋅⋅+⋅

Concentraţiile masice ale componentelor compusului AgCd sunt:

%;0,49100% 1004,112509,10750

9,10750%%

%===

⋅+⋅⋅

⋅+⋅

⋅

aCdataAgat

aAgatm mCdmAg

mAgAg

%;0,51100% 1004,112509,10750

4,11250%%

% ===⋅+⋅

⋅⋅+⋅

⋅

aCdataAgat

aCdatm mCdmAg

mCdCd

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

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

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

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

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

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

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

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


91

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

RezolvareDiagrama de echilibru a sistemului de aliaje precizat în enunţul

aplicaţiei are aspectul prezentat în figura 2.36.

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

diagramele constituenţilor si fazelor la ta ale sistemului de aliaje

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

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

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


92

Structura aliajuluiTemperatura Procesele

Formacurbei de

răcire Faze Constituenţi

t∈[t0, t1) Răcirea L Convexă L L

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

Concavă L, B L, B

t = t2LE ⇒ A + B

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

t∈(t2, ta]Răcirea aliajului

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

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

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

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

t = t2 + ∆t, ∆t→ 0 %FE

EtB% 50100

4020

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

%FE

EtB% 50100

4020

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

t = t2 - ∆t, ∆t→ 0 %FG

GtB% 80100

10080

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

%FE

EtB% 50100

4020

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

t∈(t2, ta]%B = 80%%A = 20%

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

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

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

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

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


93

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

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

(curba)Ecuaţia curbei *)

t = f1(xA) Valorile coeficienţilor

aL bL cLLichidus

t = f1(xA)

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

Solidust = f2(xA)

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

• se calculează temperatura începutului solidificării t1:

LLL cabaaaft ++== 211 )( ;

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

22 )( ;

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

ttt 21 −=∆ , cu n

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

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

( )L

xLLLLLx a

tcabba

2422 −−+−

= ; ( )

S

xSLSSGx a

tcabba

2422 −−+−

= ;

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

100% ⋅−

−=

LxGx

Lx

aaaa

L ; 100%100% ⋅−−

=−=LxGx

Gx

aaaa

Lα .

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

Tabelul 2.5. Rezultatele aplicaţiei A 2.12.


94

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

20 588,5 451,3

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

50 807,0 592,8

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

80 948,5 811,3

5 811,3 80,0 50,7 100

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

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

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

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

b) Să se calculeze valoarea raportului conţinuturilor procentuale ale fazelorα şi β în eutecticul (α+β), la t3 = 600 oC − ∆t (∆t→ 0) şi la t4 = ta;

c) Să se stabilească compoziţia aliajului care are în structura la ta


95

conţinutul procentual maxim de fază secundară α”;d) Să se stabilească compoziţia aliajului care are în structura la ta

conţinutul procentual maxim de fază secundară β”;e) Să se analizeze transformările la răcirea din stare lichidă ale aliajului cu

concentraţia masică %Am = 20 % şi să se precizeze structura sa (faze şiconstituenţi) la ta;

f) Să se stabilească compoziţia chimică a aliajului care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de eutectic (α+β) ca şi aliajul cu %Am = 20 %.

Răspuns: Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje precizat în enunţulaplicaţiei, pe care s-a trasat şi izoterma t = 800 oC, este prezentată în figura 2.38 a.

a. b.Fig. 2.38. Sistemul de aliaje analizat în aplicaţia A.2.13:

a − diagrama de echilibru; b − curba de răcire a aliajului cu %Am = 20 %

a) Diagramele structurale de constituenţi sunt prezentate în figura 2.39 (latemperaturi t > 600 oC, diagramele structurale de constituenţi coincid cudiagramele structurale de faze, deoarece aliajele sistemului au structura alcătuitănumai din constituenţi monofazici).

b) Raportul cantităţilor de faze în eutecticul (α+β) este: la t3,

75014578642 ,,,

%% ==

βα ; la t4 = ta, 700

82581841 ,,,

%% ==

βα ;

c) Analizând diagrama structurală a constituenţilor la ta ( v. figura 2.39) seconstată că aliajul cu cantitate maximă de α” este aliajul cu 10% A, iar %α”max = 5,88 %.


96

Fig. 2.39 Diagramele structurale de constituenţi la diferite temperaturi însistemul de aliaje din aplicaţia A 2.13

Tabelul 2.6. Transformările structurale ale aliajului cu %Am = 20 % din aplicaţia A.2.13

Structura aliajuluiTemperatura Procesele Forma curbeide răcire Faze Constituenţi

t∈[t0, t1) Răcirea L Convexă L L

t∈[t, t2)L ⇒ β; compoziţia L

variază după t1EConcavă L, β L, β

t = t2

LE ⇒ βM + αN(transformarea

eutectică)Izotermă L,

α, βL, (α+β)

eutectic

t∈(t2, ta]Separarea fazei α”din solutia solidă β

Concavă α, β β, (α+β), α”eutectic

d). Analizând diagrama structurală a constituenţilor la ta ( v. figura 2.39)se constată că aliajul cu cantitate maximă de β” este aliajul cu 80 % A, iar%β”max=11,76 %.

e). Analiza transformărilor structurale la răcirea din stare lichidă a aliajuluicu %Am = 20 % este prezentată succint în tabelul 2.6, iar curba de răcire esteredată în figura 2.38 b.

f). Utilizând diagrama structurală de constituenţi prezentată în figura 2.39şi aplicând regula segmentelor inverse se determină cantitatea de eutectic din


97

aliajul cu %Am = 20 % : %,)%( 333310010401020 ==β+α

−− ; ducând o paralelă cu

abscisa, în diagrama structurală, prin dreptul acestei cantităţi se constată că mai există unaliaj, cu %Am = x ∈ (40 %; 80%), care are în structură acelaşi conţinut procentual de

eutectic (α + β); rezultă: 1004080

803333−−= x%, , şi de aici, x = 66,67 % .

A.2.14. In figura 2.40 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Ag-Pt.

a) Care este natura fazei δ din structura aliajelor Ag-Pt: δ ≡ Pt(Ag),δ ≡ Αg(Pt), δ ≡ AgPt sau δ ≡ Pt(Ag) ≡ Ag(Pt)?

b) Ce transformare structurală se produce la temperatura t = 1185 oC, la răcireaaliajului cu %Ptm = 60 %: transformarea peritectică L30%Pt + δ88%Pt ⇒ α60%Pt,transformarea peritectică L30%Pt + δ88%Pt ⇒ α55%Pt, transformarea eutecticăL55%Pt ⇒ δ88%Pt + α30%Pt sau transformarea eutectică L30%Pt + δ88%Pt ⇒ α55%Pt?

Fig. 2.40. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Ag - Ptc) care aliaj prezintă în structura la t = 800 oC conţinutul procentual maxim

de fază secundară δ″: aliajul cu %Ptm = 48 %, aliajul cu %Ptm = 55 %, aliajul cu%Ptm = 30 % sau aliajul cu %Ptm = 88 %?

d) care aliaj prezintă în structura la t = 800 oC conţinutul procentual maximde fază secundară α″: aliajul cu %Ptm = 48 %, aliajul cu %Ptm = 55 %, aliajul cu%Ptm = 30 % sau aliajul cu %Ptm = 88 %?

e) Ce conţinut procentual de fază α rezultă prin transformarea peritectică,la temperatura t = 1185 oC, în structura aliajului cu %Ptm = 60 %?


98

f) In structura la t = 800 oC a cărui aliaj sunt vizibile (simultan) lamicroscopul metalografic fazele secundare α″ şi δ″: aliajul cu %Ptm = 30 %,aliajul cu %Ptm = 50 %, aliajul cu %Ptm = 60 % sau aliajul cu %Ptm = 90 %?

g) Care este concentraţia atomică a Pt în aliajul cu %Ptm = 60%:%Ptat = 40,1 %, %Ptat = 52,1 %, %Ptat = 45,3 % sau %Ptat = 72,1 %?

Răspuns: a) δ este soluţia solidă (parţială) δ ≡ Pt(Ag); b) transformareaperitectică L30%Pt + δ88%Pt → α55%Pt; c) aliajul cu %Ptm = 55 %; d) aliajul cu%Ptm = 88 %; e) %α = 84,85 %; f) aliajul cu %Ptm = 60 %; g) %Ptat = 45,3 %.

A.2.15. In figura 2.41 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Li-Al.

Fig. 2.41. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Li - Al

a) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D1 al diagramei: L + LiAl,L + Li2Al, Li2Al + LiAl sau L + β?b) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D1 al diagramei: L + LiAl, L + Li2Al,Li2Al + LiAl sau L + β?


99

c) Ce tip de compus intermetalic este Li2Al: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire incongruentă?

d) Ce tip de compus intermetalic este LiAl: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire congruentă?

e) Care este concentraţia atomică a Al în compusul intermetalic Li2Al:%Alat = 30,9 %, %Alat = 31,9 %, %Alat = 40,9 % sau %Alat = 50,9 %?

f) Care este concentraţia electronică a compusului intermetalic Li2Al:CE =1, CE = 2, CE =1,64 sau CE = 0,64?

g) Ce transformare structurală se produce la atingerea temperaturiit = 523 oC, în timpul răcirii aliajului cu %Alm = 70 %: L + LiAl ⇒ Li2Al,L + Li2Al ⇒ LiAl, L ⇒ Li2Al + LiAl sau Li2Al + LiAl ⇒L?

h) Care sunt constituenţii din structura la ta a aliajului cu %Alm = 60 %:Li2Al (preeutectic) şi eutectic (β + Li2Al), β (preeutectic) şi eutectic (β + Li2Al),LiAl şi Li2Al sau LiAl (preeutectic) şi eutectic (α + LiAl)?

i) Care este conţinutul procentual de eutectic în structura la ta a aliajului cu%Alm = 40 %: 40,2 %, 48,2 %, 58,2 % sau 55,2 %?

Răspuns: a) L + Li2Al; b) β + Li2Al; c) compus definit (fază daltonidă) cutopire incongruentă; d) fază bertholidă (compus intermetalic cu compoziţie variabilă)cu topire congruentă; e) %Alat = 31,9 %; f) CE = 1,64; g) L + LiAl ⇒ Li2Al;h) Li2Al (preeutectic) şi eutectic (β + Li2Al); i) 55,2 % eutectic (β + Li2Al).

A.2.16. In figura 2.42 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Ag-Sr.

a) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D1 al diagramei: Ag + Ag4Sr,Ag2Sr3 + Sr, Ag4Sr + Ag5Sr sau AgSr + Ag2Sr3?

b) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D2 al diagramei: Ag + Ag4Sr,Ag2Sr3 + Sr, Ag4Sr + Ag5Sr sau AgSr + Ag2Sr?

c) Ce fel de compuşi intermetalici sunt Ag4Sr, Ag5Sr, AgSr şi Ag2Sr3:compuşi definiţi cu topire incongruentă, compuşi definiţi cu topire congruentă,faze daltonide cu topire congruentă sau faze bertholide cu topire incongruentă?

d) Care este concentraţia masică de Sr a compusului intermetalic Ag4Sr:%Srm = 10%, % Srm =17%, %Srm = 26% sau %Srm = 33% ?

e) Ce transformare structurală se produce la temperatura t = 700 oC, larăcirea aliajului cu %Srm = 20 %: transformarea eutectică L ⇒ Ag + Ag4Sr,transformarea eutectică L ⇒ Ag4Sr + Ag5Sr, transformarea eutectoidăL ⇒ Ag4Sr + Ag5Sr sau transformarea eutectică L ⇒ Ag2Sr3 + Sr?

f) Care aliaj are structura la ta alcătuită din fazele Ag5Sr, AgSr şiconstituenţii Ag5Sr (preeutectic) şi eutectic (Ag5Sr + AgSr): aliajul cu


100

%Srm = 20 %, aliajul cu %Srm = 30 %, aliajul cu %Srm = 40 %, aliajul cu%Srm = 50 %?

g) Care aliaje conţine în structura la ta 20 % eutectic (Ag2Sr3 + Sr): aliajulcu %Srm =56,5 %, aliajul cu %Srm =59,4 %, aliajul cu %Srm = 68,5 % sau aliajulcu %Srm = 94,6 % ?

Fig. 2.42. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Ag -Sr

h) Care aliaj are temperatura minimă de solidificare – topire: aliajul cu%Agm = 20 %, aliajul cu %Agm = 27 %, aliajul cu %Agm = 73 % sau aliajul cu%Agm = 56 %?

Răspuns: a) Ag4Sr + Ag5Sr; b) Ag2Sr3 + Sr; c) compuşi definiţi (fazedaltonide) cu topire congruentă; d) %Srm = 17 %; e) transformarea eutecticăL ⇒ Ag4Sr + Ag5Sr; f) aliajul cu %Srm = 40 %; g) aliajele cu %Srm = 59,4 % şi%Srm = 94,6 %; h) aliajul cu %Agm = 27 % are ts = 440 oC.

A.2.17. In figura 2.43 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Ti-V.

a) Ce semnificaţie are temperatura t = 840 oC marcată pe diagramă: punctulcritic de transformare în stare solidă a V, punctul critic de transformare în staresolidă a Ti, temperatura la care se produce transformarea alotropică Tiα ⇔ Tiβ,


101

temperatura de solidificare – topire?b) Care este natura fazei α înscrise în diagramă: soluţie solidă (totală)

α ≡ Tiα(V), soluţie solidă (parţială) α ≡ Tiα(V), compus intermetalic α ≡ TiV saucompus intermetalic α ≡ Ti2V?

c) Ce tip de structură cristalină are soluţia solidă β ≡ Tiβ(V) ≡ V(Tiβ):CVC, cubică simplă, CFC sau HC?

Fig. 2.43. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Ti -V

d) Care aliaje prezintă la ta o structură monofazică: aliajul cu %Tim = 20 %,aliajul cu %Tim = 30 %, aliajul cu %Tim = 40 % sau aliajul cu %Tim = 80 %?

e) Care este concentraţia atomică de Ti în aliajul cu %Tim = 60 %:%Tiat = 51,5 %, %Tiat = 71,5 %, % Tiat = 55,5 % sau %Tiat = 61,5 %?

f) Care este conţinutul procentual de fază β în structura la ta a aliajului cu%Tim = 80%: %β =50,6 %, %β = 60,6 %, %β = 70,6 % sau %β = 80,6 %?

Răspuns a) temperatura la care se produce transformarea alotropică Tiα ⇔ Tiβ;b) soluţie solidă (parţială) α ≡ Tiα(V); c) CVC; d) aliajele cu %Tim = 20 %,%Tim = 30 % şi %Tim = 40 %; e) %Tiat = 61,5 %; f) %β = 70,6 %.

A.2.18. In figura 2.44 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Al-Ca.

a) Ce transformare se produce la temperatura t = 464 oC, marcată pediagramă: transformarea eutectică L ⇒ Al2Ca + Caβ, transformarea eutecticăL ⇒ α + Al3Ca; transformarea alotropică Caβ ⇔ Caα, transformarea peritecticăL + Al2Ca ⇒ Al3Ca?


102

b) Ce fel de compus intermetalic este Al3Ca: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire incongruentă?

Fig. 2.44. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Al - Ca

c) Ce fel de compus intermetalic este Al2Ca: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire incongruentă?

d) Care aliaj are temperatura minimă de solidificare – topire: aliajul cu%Cam = 33 %, aliajul cu %Cam = 43 %, aliajul cu %Cam = 53 % sau aliajul cu%Cam = 63 %?

e) Care sunt constituenţii din structura la ta a aliajului cu %Cam = 60 %:Al2Ca (preeutectic) şi eutectic (Caβ + Al2Ca), Al2Ca (preeutectic) şi eutectic(Caα + Al2Ca), Al3Ca (preeutectic) şi eutectic (α + Al3Ca), α (preeutectic) şieutectic (Caβ + Al2Ca)?

f) Care este concentraţia electronică a aliajului cu %Cam = 60 %:CE = 1,0, CE = 1,5, CE = 2,5 sau CE = 3,5?


103

g) Care este conţinutul procentual de fază Caα în structura la ta a aliajuluicu %Cam = 80 %: %Caα =60,5 %, %Caα =65,5 %, %Caα = 70,5 % sau%Caα = 75,5 %?

h) Care aliaje au în structura la ta un conţinut procentual de 40 % eutectic(Al2Ca + Caα): aliajul cu %Cam = 54,4 %, aliajul cu %Cam = 66,6 %, aliajul cu%Cam = 78,8 % sau aliajul cu %Cam = 89,2 %?

i) Care aliaje au în structura la t = 500 oC un conţinut procentual de 40 %eutectic (Al2Ca + Caβ): aliajul cu %Cam = 54,4 %, aliajul cu %Cam = 66,6 %,aliajul cu %Cam = 78,8 % sau aliajul cu %Cam = 89,2 %?

j) Care aliaje au în structura la ta un conţinut procentual de 40 % cristalede fază Al3Ca: aliajul cu %Cam = 13,4 %, aliajul cu %Cam = 46,0 %, aliajul cu%Cam = 21,5 % sau aliajul cu %Cam = 52,4 %?

Răspuns: a) transformarea alotropică Caβ ⇔ Caα; b) compus definit cutopire incongruentă; c) compus definit (fază daltonidă) cu topire congruentă; d)aliajul cu %Cam = 53 % ; e) Al2Ca (preeutectic) şi eutectic (Caα + Al2Ca);f) CE = 2,5; g) %Caα = 65,5 %; h) aliajele cu %Cam = 54,4 % şi %Cam = 89,2 %;i) aliajele cu %Cam = 54,4 % şi %Cam = 89,2 %; j) aliajele cu %Cam = 13,4 % şi%Cam = 46,0 %.

A.2.19. In figura 2.45 este reprezentată o secţiune prin diagrama ternarăCo-Cr-Ni, realizată cu planul izoterm corespunzător temperaturii t = 1200 oC.

a). Să se precizeze structura la temperatura t a aliajului cu concentraţiilemasice %Com = 10 % şi %Nim = 30 % şi să se calculeze conţinuturile procentualeale fazelor existente în această structură;

b). Să se precizeze structura la temperatura t a aliajului cu concentraţiilemasice %Com = 15 % şi %Nim = 25 % şi să se calculeze conţinuturile procentualeale fazelor existente în această structură.

Rezolvarea). Analizând figura 2.45 rezultă că la temperatura t = 1200 oC, fazele

care pot alcătui structurile sistemului aliajelor ternare Co-Cr-Ni sunt: soluţiasolidă α ≡ Co(Ni,Cr) ≡ Ni(Co,Cr), soluţia solidă ε ≡ Cr(Ni,Co) şi compusulintermetalic (cu compoziţie variabilă şi topire incongruentă) σ. Punctul M caredefineşte compoziţia aliajului cu a = 10 % Co şi b = 30 % Ni şi cuc = 100 − 10 − 30 = 60 % Cr se află în domeniul bifazic α + ε şi, ca urmare, lat = 1200 oC, acest aliaj are structura alcătuită din cristale de α şi ε.

Pentru a calcula conţinuturile procentuale ale fazelor α şi ε în structuraaliajului analizat se utilizează o metodologie asemănătoare celei prezentate înscap. 2.5 pentru aliajele binare. Se consideră că aliajul analizat are masa m şi arestructura alcătuită din cristale de α şi ε, având masele mα şi mε. Compoziţiilechimice ale fazelor care intră în alcătuirea structurii aliajului corespund


104

coordonatelor punctelor Q şi N în care liniile de compoziţie fazică (numiteconode şi trasate punctat în domeniul bifazic α + ε din figura 2.45)intersectează domeniile monofazice ce limitează acest domeniu bifazic:soluţia solidă α conţine a1 = 12 % Co, b1 = 45 % Ni şi c1 = 43 % Cr, iarsoluţia solidă ε are concentraţiile masice ale componentelor a2 = 8 % Co,b2 = 15 % Ni şi c2 = 77 % Cr.

Fig. 2.45. Secţiune la t = 1200 oC în diagrama ternară Co-Cr-NiIn aceste circumstanţe ecuaţiile de bilanţ pentru fazele şi componentele

care intră în structura aliajului au forma: mα + mε = m; a1mα + a2mε = am; b1mα + b2mε = bmSistemul alcătuit din cele trei ecuaţii are două necunoscute (mα şi mε).


105

Matricea acestui sistem,

21

21

11

bbaa are rangul 2 deoarece determinantul

principal 0412811

1221

≠−=−=−==∆ aaaap . Singurul determinant

caracteristic care se poate construi prin bordarea determinantului principal este:

bbbaaam

bmbbamaam

p

21

21

21

211

11111==∆ + = ( ) =−++−− 12211122 babaabbaabbam

( ) ( ) ( )[ ]211221 bbabbabbam −+−+− = m[12(15 − 30) + 8(30 − 45) + 10(45 − 15)] =( ) 030101581512 =⋅+⋅−⋅−m ; în consecinţă, aplicând teorema lui Rouché

(învăţată la matematică în liceu), rezultă că sistemul este compatibil şi soluţia

unică este: 21

1aaaamm

−−=α ;

21

2aaaamm

−−=ε .

Conţinuturile procentuale ale fazelor în structura aliajului la t = 1200 oCsunt:

%50100100% 1008121012

21

1 ====−−

−−aaaa

mmαα ;

%50100100% 100812810

21

2 ====−−

−−

aaaa

mmεε

Dacă se analizează relaţiile obţinute pentru conţinuturile procentuale alefazelor care alcătuiesc structura aliajului rezultă că, într-o formă generală, regulasegmentelor inverse, prezentată în scap. 2.5 pentru aliajele sistemelor binare, rămânevalabilă şi în cazul structurilor bifazice ale aliajelor apaţinând sistemelor ternare.

b) Punctul M1 care defineşte compoziţia aliajului cu a = 15 % Co,b = 25 % Ni şi c = 100 − 15 − 25 = 60 % Cr este situat în domeniul trifazicα + ε + σ şi, ca urmare la t = 1200 oC, acest aliaj are structura alcătuită dincristalele fazelor α, ε şi σ.

Compoziţiile chimice ale celor trei faze care intră în alcătuirea structuriialiajului corespund coordonatelor punctelor P, F şi G; soluţia solidă α areconcentraţiile masice ale componentelor a1 = 16 % Co; b1 = 40 % Ni; c1 = 44 % Cr(coordonatele punctului P), soluţia solidă ε conţine a2 = 12 % Co; b2 = 18 % Ni;c2 = 70 % Cr (coordonatele punctului F), iar compusul intermetalic σ area3 = 18 % Co; b2 = 22 % Ni; c2 = 60 % Cr (coordonatele punctului G). In acestecircumstanţe, considerând o masă m de aliaj, având structura alcătuită din fazeleα, ε şi σ, cu masele mα, mε şi mσ, ecuaţiile de bilanţ masic pentru fazele şi


106

componentele care intră în structura aliajului au forma:mα + mε + mσ = m ; a1mα + a2mε + a3mσ = am ; b1mα + b2mε + b3mσ = bm.

Sistemul alcătuit din cele trei ecuaţii are trei necunoscute (mα, mε şi mσ) şiare soluţie unică, (este sistem Cramer) deoarece determinantul sistemului este:

321

321

111

bbbaaa=∆ = a1(b2-b3)+a2(b3-b1)+a3(b1-b2) ⇒ ∆ = 116 ≠ 0.

Determinanţii corespunzători celor trei necunoscute ale sistemului auvalorile:

32

32

111

bbbaaamm =∆ α = m[a(b2-b3)+a2(b3-b)+a3(b-b2)] ⇒ αm∆ = 30m;

31

31

111

bbbaaamm =∆ ε = m[a1(b-b3)+a(b3-b1)+a3(b1-b)] ⇒ εm∆ = 48m;

bbbaaamm

21

21

111=∆ σ = m[a1(b2-b)+a2(b-b1)+a (b1-b2)] ⇒ σm∆ = 38m.

Soluţia sistemului este:

mm m 259,011630 ===

∆∆α

α ; mm m 414,011648 ===

∆∆ε

ε ; mm m 327,011638 ===

∆∆σ

σ .

Conţinuturile procentuale ale fazelor în structura aliajului la t = 1200 oC sunt:

%9,25% 100 ==m

mαα ; %4,41% 100 ==m

mεε ; %7,32% 100 ==m

mσσ .

Capitolul 3 Proprietăţile mecanice ale materialelor metalice

107

Capitolul 3

PROPRIETĂŢILE MECANICE ALEMATERIALELOR METALICE

3.1. Introducere

Piesele confecţionate din materiale metalice (metale sau aliaje), folosite cucea mai mare pondere în construcţia de maşini şi utilaje, sunt supuse în timpulutilizării (exploatării) la acţiunea unor încărcări mecanice (forţe) exterioare. Caefect al acţiunii forţelor exterioare, în aceste piese se crează aşa-numitele forţeinterioare sau eforturi şi piesele se deformează.

Pentru a pune în evidenţă existenţa forţelor interioare se consideră un corpmetalic aflat în echilibru sub acţiunea unui sistem de forţe F1, F2, ..., Fn, aşa cum searată în figura 3.1 a. Secţionând corpul cu un plan virtual (imaginar) S, se obţinpărţile I şi II, având suprafeţele de separare S1 şi S2. Pentru menţinerea echilibruluipărţilor I şi II este necesar ca, pe fiecare element de arie ∆A al suprafeţelor desepararare, să acţioneze câte o forţă interioară de legătură ∆F, aşa cum se prezintăîn figura 3.1 b. Folosind relaţia:

AFlim

Anp

∆∆

→∆=

0, (3.1)

se defineşte (în orice punct curent P asociat unui element de arie ∆A al suprafeţelorde separare) mărimea vectorială pn, numită tensiune (mecanică) totală sau vectortensiune, care caracterizează distibuţia eforturilor (forţelor interioare) pe unitateade suprafaţă a unei secţiuni (virtuale) considerate într-o piesă solicitată mecanic;intensitatea (modulul) vectorului tensiune se măsoară în N/m2 (sau N/mm2).

Conform definiţiei, pn depinde în principal de intensitatea forţei ∆F,determinată de intensităţile forţelor exterioare şi de orientarea elementului de arie ∆A(definită de poziţia şi orientarea planului virtual de secţionare S). Vectorii tensiune pn,corespunzători tuturor orientărilor posibile ale elementului de arie ∆A asociat unuipunct curent P, definesc starea de tensiuni mecanice în punctul respectiv.


108

Vectorul tensiune pn din orice punct curent P al secţiunii virtuale S sepoate descompune în două componente: o componentă σ, numită tensiune(mecanică) normală, orientată după normala n a secţiunii S şi o componentă τ,numită tensiune (mecanică) tangenţială, orientată după o direcţie situată înplanul secţiunii S , aşa cum se poate observa în figura 3.1 c.

Fig. 3.1. Schemele de definire a tensiunilor mecanice în corpurile solide supuse acţiunii unorforţe (încărcări) exterioare

Deformaţiile produse corpului de solicitările exterioare depind de stărilede tensiuni ce se crează sub acţiunea acestor solicitări. Aşa cum se prezintă înfigura 3.2, în funcţie de tipul tensiunilor mecanice care acţionează, deformaţiileelementelor de volum ale corpului pot fi: deformaţii liniare (alungiri sauscurtări), produse prin acţiunea tensiunilor normale şi deformaţii unghiulare(lunecări), produse prin acţiunea tensiunilor tangenţiale.

Pentru exprimarea analitică a dependenţelor dintre tensiunile create subacţiunea solicitărilor mecanice exterioare şi deformaţiile produse, se definescdeformaţiile specifice liniare (alungiri sau scurtări specifice) εεεε şi deformaţiilespecifice unghiulare (lunecări specifice) γγγγ, cu relaţiile (v. notaţiile din fig.3.2):

xx∆=ε ;

xy∆=γ (3.2)

Comportarea unei piese la solicitările mecanice produse de forţeleexterioare depinde de anumite însuşiri specifice materialului metalic din care esteconfecţionată piesa, numite proprietăţi mecnice. De obicei, proprietăţilemecanice ale unui material metalic se determină prin încercări mecanice,


109

constând din solicitarea unor epruvete (probe cu configuraţii şi dimensiuni binedefinite, prelevate din materialul supus cercetării) în condiţiile adecvateevidenţierii proprietăţilor urmărite. Cu ajutorul încercărilor mecanice se obţindate calitative privind comportarea materialelor în condiţiile de solicitarecorespunzătoare acestor încercări şi valorile unor mărimi fizice sau convenţionale,numite caracteristici mecanice, care se pot utiliza ca parametri cantitativi deexprimare a proprietăţilor mecanice.

Fig. 3.2. Tipuri de deformaţii produse de tensiunile mecanice: a - deformaţii liniare; b - deformaţii unghiulare

În acest capitol sunt prezentate principalele proprietăţi mecanice alematerialelor metalice, încercările mecanice cu care pot fi evidenţiate acesteproprietăţi şi caracteristicile mecanice folosite pentru exprimarea lor cantitativă.

3.2. Elasticitatea materialelor metalice

Elasticitatea este proprietatea unui material de a se deforma sub acţiuneasolicitărilor mecanice şi de a reveni la forma iniţială când solicitările şi-auîncetat acţiunea.

S-a stabilit pe cale experimentală că, în cazul în care solicitările mecaniceaplicate asupra unei piese crează stări de tensiuni capabile să producă numaideformaţii elastice ale materialului acesteia, este valabilă legea lui Hooke, adicădependenţa dintre tensiunile generate de solicitările mecanice şi deformaţiilespecifice de natură elastică produse este liniară. Astfel, în cazul unei piesemetalice care suferă deformaţii elastice sub acţiunea unei solicitări de întinderesau compresiune monoaxială, starea de tensiuni generată în piesă estecaracterizată numai printr-o tensiune normală σ (orientată după direcţia forţelor


110

exterioare care produc întinderea sau comprimarea monoaxială a piesei) şi legealui Hooke are următoarea formulare analitică:

σ = Eε, (3.3)ε fiind deformaţia specifică liniară (de natură elastică) a materialului piesei,măsurată pe direcţia tensiunii σ. De asemenea, în cazul unei piese metalice caresuferă deformaţii elastice sub acţiunea unei solicitări de forfecare pură, starea detensiuni generată în piesă este caracterizată numai print-o tensiune tangenţială τ şilegea lui Hooke are următoarea exprimare analitică:

τ = Gγ, (3.4)γ fiind lunecarea specifică (de natură elastică) a materialui piesei, produsă pedirecţia tensiunii τ. Factorii de proporţionalitate E şi G, care intervin înformulările particulare (3.3) şi (3.4) ale legii lui Hooke, sunt caracteristici(constante) proprii materialului piesei solicitate, ce exprimă capacitateamaterialului de a se opune acţiunii de deformare elastică exercitate de solicitărilemecanice exterioare; caracteristica E este denumită modul de elasticitatelongitudinală, iar caracteristica G - modul de elasticitate transversală.

În teoria elasticităţii este demonstrat că formulările analitice ale legiilui Hooke pentru materialele continue, omogene şi izotrope conţin ca factori deproporţionalitate numai caracteristicile E şi G, oricare ar fi complexitateastărilor de tensiuni mecanice care produc deformaţiile elastice.

Deformarea elastică a cristalelor care alcătuiesc structura pieselormetalice se realizează prin modificarea distanţelor interatomice şi schimbareaparametrilor structurii cristaline (reţelei spaţiale). De exemplu, aşa cum se poateobserva în figura 3.3, pentru a realiza alungirea elastică a unui cristal metalic estenecesar ca forţele exterioare aplicate să genereze tensiunile normale σ,echivalente creării unor forţe interatomice Fc, de sens contrar forţelor de legăturăinteratomică Fl; în această situaţie, poziţiile de echilibru ale atomilor cristaluluicorespund respectării condiţiei Fc + Fl = 0 şi distanţele interatomice se modifică lavaloarea rrr ∆+= 01 , r0 fiind distanţa interatomică de echilibru pentru cristalulnedeformat. Dacă forţele exterioare îşi încetează acţiunea (tensiunile σ şi forţeleinteratomice Fc se anulează), condiţia de echilibru al atomilor este Fl = 0 şicristalul revine la forma iniţială (distanţa interatomică de echilibru redevine r0).Analizând figura 3.3 se poate observa că, dacă tensiunile σ sunt echivalente unorforţe interatomice Fc > Fcmax, echilibrul atomilor cristalului solicitat mecanic numai poate fi realizat şi se produce ruperea acestuia; forţa Fcmax este numită forţăde coeziune interatomică, iar tensiunea σrc corespunzătoare acestei forţe (caredetermină ruperea materialului cristalului prin deformare elastică excesivă şipierderea coeziunii interatomice) poartă numele de rezistenţă teoretică saurezistenţă la rupere prin clivaj (smulgere) a materialului.


111

Fig. 3.3. Deformarea elastică a monocristalelorFig. 3.4. Bandă de alunecare într-un

monocristal deformat plastic

Deformarea elastică a materialelor (pieselor) metalice cu structurăpolicristalină se realizează prin deformarea cristalelor componente conformmecanismului anterior prezentat. Comportarea la deformare şi valorilecaracteristicilor elastice (E şi G) ale materialelor metalice policristaline suntdeterminate în principal de natura şi intensitatea forţelor de legătură dintre atomiicare alcătuiesc cristalele (dependente de compoziţia chimică a materialului, detipul şi de parametrii structurii sale cristaline) şi sunt influenţate în măsurănesemnificativă de factorii structurali modificabili prin prelucrări tehnologice,cum ar fi forma şi dimensiunile cristalelor, tipul şi densitatea imperfecţiunilorstructurii cristaline (vacanţe, dislocaţii, limite de cristale, limite de subcristale) etc.

3.3. Plasticitatea materialelor metalice

Plasticitatea este proprietatea unui material de a se deforma sub acţiuneasolicitărilor mecanice şi de a nu reveni la forma iniţială (de a-şi menţineconfiguraţia obţinută prin deformare) când solicitările şi-au încetat acţiunea .

S-a stabilit pe cale experimentală că, în cazul în care solicitările mecaniceaplicate asupra unei piese crează stări de tensiuni capabile să producă deformaţiiplastice ale materialului acesteia, legea lui Hooke îşi pierde valabilitatea(dependenţa dintre tensiunile generate de solicitările mecanice şi deformaţiilespecifice produse nu mai este liniară).

Cercetările experimentale şi studiile teoretice efectuate au evidenţiaturmătoarele aspecte privind deformarea plastică a cristalelor metalice:

a) Deformarea plastică a cristalelor care alcătuiesc structura materialelor


112

metalice se realizează, în mod obişnuit, prin alunecarea unor zone ale cristalelor,de-a lungul unor plane cristalografice numite plane de alunecare, sub acţiuneatensiunilor tangenţiale τ generate de solicitările mecanice aplicate asupraacestor materiale; acest mecanism de realizare a deformării plastice a fostsugerat de observarea unor linii sau benzi de alunecare pe suprafeţele libere alecristalelelor deformate plastic, aşa cum se prezintă în figura 3.4.

b) Planele de alunecare ale cristalelor metalice sunt planele cristalograficecu densitate atomică maximă; la materialele metalice cu structură cristalină CFCplanele de alunecare aparţin familei 111, la materialele metalice cu structurăcristalină CVC planele de alunecare aparţin familiei 110, iar la materialele custructură cristalină HC planele de alunecare sunt planele (0001) (bazele celulelorelementare ale structurii cristaline). În fiecare plan de alunecare, direcţiilepreferenţiale de realizare a proceselor de alunecare sunt direcţiile cu densitateatomică maximă; la materialele metalice cu structură cristalină CFC direcţiile dealunecare aparţin familei <110>, la materialele metalice cu structură cristalinăCVC direcţiile de alunecare aparţin familiei <111>, iar la materialele cu structurăcristalină HC direcţiile de alunecare corespund diagonalelor bazelor celulelorelementare (direcţiile [110]).

Un plan de alunecare împreună cu o direcţie de alunecare conţinută înacesta formează un sistem de alunecare; structurile cristaline CFC, având celmai mare număr de sisteme de alunecare, prezintă cea mai bună capacitate dedeformare plastică, în timp ce structurile cristaline HC, fiind caracterizate prinnumărul cel mai redus de sisteme de alunecare, prezintă plasticiate scăzută.

c) Deformarea plastică prin alunecare a unui cristal nu se realizează prinmecanismul ilustrat în figura 3.5, care presupune deplasarea relativă simultană,cu un număr întreg de distanţe interatomice, a tuturor atomilor din zoneleadiacente unuia sau mai multor plane de alunecare. Realizarea deformăriiplastice prin acest mecanism ar necesita dezvoltarea unor tensiuni tangenţiale τ

cu intensităţi superioare unei valori teoretice π

=τ2G

t , G fiind modulul de

elasticitate transversală al materialului cristalului (pentru materialele metaliceuzuale, G = 7000 ... 70000 N/mm2); tensiunile tangenţiale care au produsdeformarea plastică a unor monocristale metalice cercetate experimental au avutintensităţile de 100...1000 de ori mai mici decât valoarea teoretică τt , fapt ce acondus la infirmarea ipotezei deformării plastice a cristalelor metalice prinmecanismul de alunecare sugerat în figura 3.5.

d) Deformarea plastică prin alunecare a cristalelor metalice reale (cuimperfecţiuni ale structurii cristaline) se realizează prin mecanismul ilustrat înfigura 3.6, bazat pe deplasarea dislocaţiilor în planele de alunecare alecristalelor. Acest mecanism al deformării plastice a cristalelor metalice a fost


113

confirmat prin cercetări experimentale (intensitatea tensiunilor tangenţiale care auprodus deformarea plastică a unor cristale metalice a fost aproximativ egală cuintensitatea calculată a tensiunii tangenţiale necesare deplasării dislocaţiilor înlungul planelor de alunecare ale acestor cristale).

Fig. 3.5. Mecanismul deformării plastice prinalunecare în absenţa dislocaţiilor

Fig. 3.6. Mecanismul deformării plastice prinalunecare în prezenţa dislocaţiilor

e) Procesul de deformare plastică prin alunecare nu conduce lamicşorarea numărului de dislocaţii conţinute în cristale, ci la mărirea acestuia(creşterea densităţii de dislocaţii), deoarece, la deplasarea în lungul planelor dealunecare, multe din dislocaţii întrunesc condiţiile transformării în surse Frank-Read (surse de dislocaţii). De asemenea, procesul de deformare plastică bazat pedeplasarea dislocaţiilor în lungul planelor de alunecare determină blocareamişcării multor dislocaţii, datorită interacţiunii acestora cu obstacolele întâlnite(alte dislocaţii, vacanţe, impurităţi etc.). Datorită acestor fenomene (creştereadensităţii de dislocaţii şi blocarea mişcării unor dislocaţii), pe măsură ceprocesul de deformare plastică a unui cristal avansează, creşte intensitateatensiunii tangenţiale τ care asigură continuarea procesului (creşte rezistenţala deformare a materialului cristalului), fenomen numit ecruisare (întărire)prin deformare plastică.

Deformarea plastică a unui material metalic (a unei piese metalice) custructură policristalină începe în cristalele având planele de alunecare orientatecel mai favorabil în raport cu sistemul de solicitare al materialului (piesei); înaceste cristale tensiunile tangenţiale dezvoltate prin acţiunea solicitărilormecanice exterioare au intensităţi maxime şi este posibilă demararea procesului dedeformare plastică (bazat pe mecanismul descris anterior, de deplasare prinalunecare a dislocaţiilor). Dislocaţiile deplasate în interiorul cristalelor în primelesecvenţe ale procesului de deformare plastică sunt blocate la limitele dintrecristale (unde nivelul energetic este mai ridicat şi se face trecerea spre cristalele


114

vecine, cu alte orientări ale planelor cristalografice) şi apare fenomenul deecruisare. Mărind intensitatea solicitărilor mecanice la care este supus materialul(piesa), procesul de deformare plastică poate continua, fie prin realizareacondiţiilor de deplasare a dislocaţiilor în planele de alunecare ale altor cristale,fie prin continuarea deplasării dislocaţiilor blocate la marginea cristalelor.

Fig. 3.7. Mecanismul deformării plastice a structurilor policristalineşi formării structurii fibroase

În baza mecanismului descris anterior rezultă că, mărind suficientsolicitările la care este supus un material cu structură policristalină, se poateobţine deformarea plastică globală (generală) a acestuia. Într-o astfel de situaţie,materialul policristalin va prezenta o structură fibroasă de tipul celei prezentateîn figura 3.7, deoarece cristalele (grăunţii cristalini) din care este alcătuit îşimodifică forma poliedrică (echiaxială) iniţială, alungindu-se în direcţia eforturilorcare le-au produs deformarea. Orientarea unidirecţională a cristalelormaterialelor metalice policristaline deformate plastic, denumită textură dedeformare, produce anizotropia proprietăţilor mecanice ale acestor materiale.

3.4. Încercarea la tracţiune a materialelor metalice

Pentru a evidenţia particularităţile comportării materialelor metalicepolicristaline solicitate mecanic se foloseşte (ca încercare de referinţă) încercareala tracţiune. Condiţiile şi modul de realizare a încercării la tracţiune şicaracteristicile mecanice care se pot determina prin această încercare suntreglementate prin standardul SR EN 10002 (care reprezintă versiunea în limbaromână a standardului european EN 10002).


115

Încercarea la tracţiune se execută pe epruvete confecţionate din materialulmetalic care se cercetează, având forma şi dimensiunile prescrise în SR EN 10002.Epruvetele folosite în mod obişnuit au configuraţia prezentată în figura 3.8; acesteepruvete au o porţiune centrală, cu secţiunea circulară (epruvete rotunde) saudreptunghiulară (epruvete plate), calibrată (cu dimensiuni precise) şi două capete deprindere (pe maşina cu care se realizează încercarea), cu diverse configuraţii(cilindrice, conice, cilindrice filetate, plate, plate cu orificii pentru bolţuri etc.). Peporţiunea calibrată a epruvetelor se trasează (înainte de încercare) două repere ladistanţa L0; de regulă, distanţa (lungimea) iniţială între repere L0 se alege în funcţiede aria secţiunii transversale iniţiale a porţiunii calibrate S0, utilizând relaţia:

00 SkL = , (3.5)iar epruvetele astfel dimensionate se numesc epruvete proporţionale (de obicei,se ia k = 5,65, ceea ce este echivalent, pentru epruvetele rotunde, cu L0 = 5d0).

Fig. 3.8. Epruvete pentru încercarea la tracţiune

În timpul încercării la tracţiune, pe direcţia axei longitudinale a uneiepruvete realizate conform prescripţiilor anterior prezentate, se aplică o forţă detracţiune F, crescătoare ca intensitate, care produce deformarea progresivă şi, înfinal, ruperea epruvetei. Maşina folosită pentru realizarea încercării la tracţiuneeste prevăzută cu dispozitivele necesare pentru a măsura şi/sau înregistra (petoată durata încercării) intensitatea forţei aplicate F şi deformaţiile liniare(lungirile sau extensiile) produse epruvetei ∆L = L - L0, L fiind distanţa


116

(lungimea) între reperele epruvetei la aplicarea forţei de tracţiune cu intensitateaF. Prin măsurarea secvenţială sau înregistrarea continuă a valorilor mărimilor F şi∆L, se poate construi curba dependenţei F = g(∆L), numită diagrama încercăriila tracţiune (DIT) sau diagrama forţă - alungire (extensie). Reprezentând în

coordonate rectangulare variaţia tensiunii (convenţionale) 0S

F=σ în funcţie de

alungirea specifică 0LL∆=ε sau în funcţie de alungirea procentuală 100

0LL∆=ε , se

obţine o curbă σ = f(ε), numită curba caracteristică convenţională la tracţiune(CCCT) sau curba caracteristică tensiune-deformaţie specifică a materialuluicercetat. CCCT are în mod obişnuit una din configuraţiile prezentate în figura 3.9.

Cu ajutorul CCCT (construită pe baza încercării la tracţiune) se potevidenţia particularităţile comportării oricărui material metalic solicitat mecanic şise pot defini o serie de caracteristici mecanice (folosite drept caracteristici dereferinţă la proiectarea pieselor din materialul respectiv), aşa cum se prezintă încontinuare:

a) La începutul încercării la tracţiune CCCT este liniară (areconfiguraţia unei drepte care trece prin originea sistemului de coordonate), faptce indică existenţa unei proporţionalităţi stricte între mărimile σ şi ε şi, deci, ocomportare elastică a materialului supus încercării; deoarece la începutulîncercării materialul respectă legea lui Hooke (σ =Eε), panta CCCT, măsuratăîn originea sistemului de coordonate, este chiar modulul de elasticitatelongitudinală al materialului (tgα = E, v.fig. 3.9).

b) Pe măsură ce creşte intensitatea forţei de tracţiune F, materialul supusîncercării începe să sufere deformaţii plastice, dependenţa dintre σ şi ε nu mai esteliniară şi configuraţia CCCT se modifică.

La unele materiale metalice începutul procesului de deformare plasticăeste caracterizat printr-o curgere a materialului (deformare plastică fărăecruisare) şi pe CCCT se înregistrează un palier (v. figura 3.9 a); tensiunea la carese produce creşterea deformaţiilor specifice ale materialului fără a se măriintensitatea solicitării (tensiunea la care are loc fenomenul de curgere sautensiunea corespunzătoare palierului înregistrat pe CCCT) este denumită limităde curgere aparentă şi notată Re.

Multe materiale metalice nu manifestă un fenomen de curgere aparentă,CCCT corespunzătoare acestora neprezentând variaţii bruşte ale pantei lainstaurarea procesului de deformare plastică, ci numai modificări continue, careevidenţiază creşterea ponderii deformaţiilor plastice şi apariţia fenomenului deecruisare (v. figura 3.9 b). La astfel de materiale se poate defini o limită decurgere convenţională (notată Rp), ca fiind tensiunea la care alungirea specifică


117

neproporţională (de natură plastică, notatată εp în fig. 3.9 b) atinge o valoareprescrisă; în mod uzual, limita de curgere convenţională se determină pentru oalungire procentuală neproporţională εp = 0,2 % şi se notează Rp0,2.

În unele cazuri, în locul limitei de curgere convenţionale se definescurmătoarele caracteristici echivalente:

* limita de alungire remanentă Rr - tensiunea corespunzătoare uneialungiri specifice remanente (măsurate după descărcarea epruvetei, εr ≅ εp,v. fig. 3.9 b) prescrise; în mod uzual, Rr se determină pentru o alungireprocentuală remanentă εr = 0,2 % şi se notează Rr0,2;

* limita de extensie convenţională Rt - tensiunea la care alungireaspecifică totală (de natură elasto-plastică, ε = εe + εp, v. fig. 3.9 b) atinge ovaloare prescrisă; de obicei, Rt se determină pentru o alungire procentualătotală ε = 0,5 % şi se notează Rt0,5.

Fig. 3.9. Curbe caracteristice conventionale la tracţiune (CCCT):a - la materialele care prezintă curgere aparentă; b - la materialele fără curgere aparentă

c) Mărind tensiunile de solicitare peste limita de curgere, are locdeformarea plastică uniformă a porţiunii calibrate a epruvetei. La o anumităvaloare a forţei de solicitare la tracţiune, într-o zonă oarecare a porţiunii calibratese produce gâtuirea epruvetei (micşorarea secţiunii transversale a epruveteidatorită deformării plastice excesive). Solicitând în continuare epruveta, gâtuirease accentuează şi, la epuizarea capacităţii de deformare plastică a materialului,survine ruperea acesteia. Tensiunea corespunzătoare forţei maxime de solicitare aepruvetei înainte de rupere Fmax , se numeşte rezistenţă la tracţiune (sau

rezistenţă la rupere) şi se notează Rm (0S

FmaxmR = ); rezistenţa la tracţiune este o


118

caracteristică convenţională a materialului supus încercării, deoarece se calculeazăraportând forţa Fmax, aplicată într-un moment precedent momentului ruperii, la oarie S0, diferită de aria reală a epruvetei solicitate de Fmax (v. fig. 3.9).

d) Aşezând cap la cap cele două părţi ale epruvetei rupte la încercarea latracţiune şi măsurând dimensiunile acesteia, se determină distanţa (lungimea)ultimă între reperele din porţiunea calibrată Lu şi aria secţiunii transversale înzona (gâtuită) în care s-a produs ruperea (aria minimă a secţiunii după rupere) Suşi se pot defini încă două caracteristici mecanice ale materialului încercat:

* alungirea procentuală după rupere (sau alungirea la rupere) A:

1000

0L

LLuA −= ; (3.6)

* coeficientul de gâtuire (numit şi gâtuire sau stricţiune şi exprimat în %) Z:

1000

0S

SS uZ −= (3.7)

Din datele prezentate anterior reiese că, folosind rezultatele încercării latracţiune se pot determina o serie de caracteristici mecanice importante alematerialelor metalice: modulul de elasticitate longitudinală E; limita de curgere(aparentă Re sau convenţională Rp) sau caracteristicile echivalente acesteia(limita de alungire remanentă Rr sau limita de extensie convenţională Rt);rezistenţa la tracţiune Rm; alungirea procentuală după rupere A; coeficientul degâtuire Z şi se pot face aprecieri calitative şi cantitative privind proprietăţile deelasticitate şi plasticitate ale acestora.

Astfel, capacitatea de deformare elastică a oricărui material metalic sepoate exprima cantitativ prin valoarea energiei Ue, care poate fi înmagazinată dematerial în procesul de deformare elastică şi poate fi eliberată la înlăturareasolicitărilor care au produs deformarea. Valoarea energiei Ue corespunde ariei desub porţiunea liniară a CCCT (aria domeniului triunghiular OCB, v. fig. 3.9, a) şiva fi dată de o relaţie de forma:

ERe

eU2

2= ; (3.8)

rezultă astfel că valoarea energiei Ue, ce exprimă cantitativ elasticitatea unuimaterial metalic, este direct proporţională cu pătratul limitei de curgere amaterialului şi invers proporţională cu modulul de elasticitate longitudinală alacestuia.

De asemenea, capacitatea de deformare plastică a unui material metalicse poate exprima cantitativ prin valoarea energiei Up, care poate fi preluată dematerial în procesul de deformare plastică a acestuia înainte de rupere. Valoareaenergiei Up , ce exprimă tenacitatea unui material sau capacitatea de deformareplastică a unui material înainte de rupere, corespunde ariei de sub porţiunea


119

neliniară a CCCT (aria domeniului BCDE, aproximativ egală cu aria domeniuluiOCDE’, v. fig. 3.9 a) şi este direct proporţională cu limita de curgere, cualungirea procentuală după rupere şi cu diferenţa (sau raportul) dintre rezistenţala tracţiune şi limita de curgere corespunzătoare materialului.

3.5. Influenţa temperaturii asupra materialelor metaliceecruisate prin deformare plastică

Deformarea plastică conduce la ecruisarea materialelor metalice şi laformarea structurii fibroase (texturii de deformare). Datorită acestor modificări(de proprietăţi şi de structură) materialele metalice deformate plastic nu se găsescîn starea termodinamică de echilibru stabil şi au tendinţa de a suferitransformările structurale capabile să le aducă într-o astfel de stare(caracterizată printr-un nivel minim al energiei libere); aceste transformăristructurale au ca principal mecanism difuzia şi, ca urmare, sunt puternicinfluenţate de temperatura la care se desfăşoară (temperatura la care este încălzitmaterialul metalic ecruisat prin deformare plastică).

A. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este încălzitla o temperatură situată în jurul valorii Tr = (0,2...0,3)Ts (Ts fiind temperatura desolidificare - topire a materialului, în K), se obţine o creştere sensibilă a mobilităţiiatomilor care compun structura şi, ca urmare, sunt activate fenomenele deautodifuzie şi eterodifuzie, pe baza cărora se reduc distorsiunile structuriicristaline deformate şi se deplasează, se redistribuie şi se anulează prininteracţiune imperfecţiunile acestei structuri (vacanţe, atomi interstiţiali, dislocaţiietc.), realizându-se o scădere a densităţii de defecte, o poligonizare a cristalelor(prin mecanismul sugerat în fig.3.10, constând din deplasarea dislocaţiilor înplanele de alunecare, redistribuirea lor sub formă de pereţi de dislocaţii sau limitela unghiuri mici şi divizarea cristalelor în subcristale sau blocuri cristaline cudensitate minimă de defecte) şi, în consecinţă, o refacere parţială a capacităţii dedeformare plastică a materialului metalic. Procesul de transformare descris estedenumit restaurare.

B. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este încălzit lao temperatură situată deasupra valorii Trp ≅ 0,4Ts (Ts fiind temperatura desolidificare - topire a materialului, în K), mobilitatea atomilor care compunstructura creşte apreciabil şi se crează condiţiile desfăşurării unui proces detransformare a structurii fibroase, cu cristale alungite unidirecţional, într-ostructură de echilibru cu cristale poliedrice (echiaxiale) şi cu plasticite bună(asemănătoare structurii pe care o avea materialul metalic înaintea ecruisării saleprin deformare plastică). Acest proces, numit recristalizare primară, se


120

desfăşoară (ca şi cristalizarea primară, v. scap. 1.4) în două etape: a) germinarea,constând din apariţia germenilor cristalelor poliedrice ale noii structuri (în zonelecu niveluri energetice mai ridicate ale structurii fibroase, cum ar fi, de exemplu,zonele de la limitele cristalelor, în care au fost blocate şi s-au acumulat dislocaţiiledeplasate prin alunecare în procesul de deformare care a produs ecruisareamaterialului); b) creşterea germenilor (cu dimensiunile superioare dimensiuniicritice, v.scap. 1.4) şi formarea cristalelor poliedrice ale noii structuri.

Fig. 3.10 Mecanismul procesului de poligonizareprin deplasarea dislocaţiilor sub acţiunea

temperaturii

Fig. 3.11 Diagrama de recristalizare amaterialelor metalice ecruisate prin

deformare plastică

Dimensiunile cristalelor obţinute prin recristalizarea primară suntdependente de temperatura la care s-a realizat procesul, T ≥ Trp ( Trp fiind numitătemperatură de recristalizare primară) şi de gradul de deformare realizat înprocesul de deformare plastică prin care s-a produs ecruisarea materialuluimetalic GD, definit printr-o relaţie de forma:

1000

0

S

SS DGD−

= , (3.9)

în care S0 este aria secţiunii transversale sau lungimea materialului metalicînaintea procesului de deformare plastică, iar SD - aria secţiunii transversale saulungimea materialului metalic ecruisat prin deformare plastică. Dependenţeledintre dimensiunile cristalelor obţinute prin recristalizarea primară şi aceşti doifactori se reprezintă sub forma unor diagrame spaţiale, de tipul celei prezentate înfigura 3.11, numite diagrame de recristalizare. Analizând o astfel de diagramă, sepot desprinde următoarele concluzii:

* procesele de recristalizare primară pot conduce la structuri cu cristalefine (structuri cu granulaţie fină), dacă temperatura la care au loc procesele esteapropiată de Trp şi/sau gradul de deformare al materialului metalic supusrecristalizării a fost mare;


121

* pentru orice material metalic există o valoare a gradului de deformare,numită grad critic de deformare GDcr, căreia îi corespunde structura derecristalizare primară cu dimensiunile maxime ale cristalelor poliedrice(structura de recristalizare cea mai grosolană) şi cu plasticitatea (tenacitatea)minimă, aşa cum rezultă din figura 3.12.

C. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este menţinuttimp îndelungat la temperatura de recristalizare primară sau este supusrecristalizării primare la o temperatură T >> Trp , structura cu cristale poliedrice,rezultată prin desfăşurarea procesului de recristalizare primară, suferă un procesnumit creşterea cristalelor (creşterea granulaţiei) şi îşi micşorează energialiberă. Procesul constă din formarea unei structuri cu granulaţie grosolană (cu unnumăr mic de cristale de dimensiuni mari), în care suprafeţele de separareintergranulară (limitele de cristale), caracterizate prin niveluri energetice ridicate,au extindere redusă; mecanismul procesului poate fi descris sintetic astfel: atomiifiecărui grup de cristale poliedrice adiacente se redistribuie prin difuzie într-ostructură cristalină unică (cu aceeaşi orientare a planelor şi direcţiilorcristalografice) şi formează câte un singur cristal de dimensiuni mari.

Fig. 3.12. Reducerea proprietăţilor deplasticitate prin recristalizarea materialelor

metalice deformate la gradul critic

Fig. 3.13. Dependenţa dintre caracteristicilemecanice Rm şi A şi temperatura la care suntîncălzite materialele metalice ecruisate prin

deformare plastică

D. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este supusrecristalizării la o temperatură T >>> Trp , este posibil să se producă un proces numitrecristalizare secundară, care constă din creştera intensă, preferenţială a unorcristale ale structurii obţinute prin recristalizarea primară şi obţinerea unei structuricu granulaţie foarte neuniformă. Motivele realizării acestui proces sunt incompletelucidate, în prezent presupunându-se că procesul este determinat de repartizarea şidizolvarea neuniformă a impurităţilor existente la marginea cristalelor, de caracterulchimic al atmosferei cuptorului în care este încălzit materialul metalic şi deneuniformităţile texturii de deformare a materialului supus recristalizării.


122

Realizarea proceselor de transformare structurală descrise anterior conduceşi la modificarea caracteristicilor mecanice ale materialelor metalice, aşa cum seprezintă în diagrama din figura 3.13; în această diagramă, Rm este rezistenţa larupere (ce caracterizează rezistenţa la solicitări mecanice a materialului metalic),iar A este alungirea procentuală după rupere (ce caracterizează plasticitatea şitenacitatea materialului).

Dacă un material metalic este deformat plastic la o temperatură Tdp > Trp,procesele de deformare (care produc structura fibroasă şi ecruisarea materialului)se vor desfăşura concomitent cu procesele de restaurare şi recristalizare primară(care elimină structura fibroasă şi ecruisarea materialului) şi materialul vaprezenta o bună plasticitate în tot timpul deformării ; deformarea plastică (fărăecruisare) realizată la o temperatură Tdp ≥ Trp ≅ 0,4Ts se numeşte deformareplastică la cald (sau deformare plastică fără ecruisare), iar deformareaplastică realizată la o temperatură Tdp < Trp ≅ 0,4Ts (însoţită de formarea uneistructuri fibroasă şi de ecruisarea materialului metalic) este denumită deformareplastică la rece.

3.6. Ruperea materialelor metalice

Ruperea este fenomenul de fragmentare a unui material (unei piese) îndouă sau mai multe părţi sub acţiunea unei stări de tensiuni mecanice. Ruperile materialelor (pieselor) metalice se pot clasifica folosind maimulte criterii: a) modul cristalografic de rupere; b) aspectul ruperii; c) mărimeadeformaţiilor plastice care preced ruperea.

Utilizând primul criteriu (modul cristalografic de rupere), careconsideră fenomenul de rupere la scară atomică, ruperile se încadrează în douăcategorii: ruperi prin clivaj (smulgere), produse prin acţiunea unor tensiunimecanice normale σ aşa cum se arată în figura 3.14 a şi ruperi prin forfecare,produse prin acţiunea unor tensiuni mecanice tangenţiale τ, aşa cum sesugerează în figura 3.14 b.

Dacă se utilizează cel de-al doilea criteriu (aspectul ruperii), care considerăfenomenul de rupere la scară microscopică, ruperile se clasifică în două categorii:ruperi cu aspect cristalin - strălucitor şi ruperi cu aspect fibros.

Dacă se foloseşe cel de-al treilea criteriu (mărimea deformaţiilor plasticecare preced ruperea), care consideră fenomenul de rupere la scară macroscopică,ruperile se încadrează în două categorii: ruperi fragile, precedate de deformaţiiplastice nesemnificative şi care se propagă cu viteze foarte mari şi ruperi ductile,caracterizate prin deformaţii plastice apreciabile produse înaintea şi în timpulrealizării fenomenelor de rupere.


123

Categoriile de clasificare a ruperilor materialelor (pieselor) metalice suntnet corelate; astfel, ruperile fragile se produc prin clivaj (smulgere), aupropagare intercristalină (prin limitele cristalelor care alcătuiesc structuramaterialului) sau transcristalină (prin grăunţii cristalini care compun structuramaterialului) şi prezintă aspect cristalin - strălucitor, iar ruperile ductile seproduc prin forfecare, au, de obicei, propagare transcristalină şi prezintă aspectfibros.

Fig. 3.14 Modurilecristalografice de rupere a

materialelor metalice: a - rupere prin clivaj (smulgere) ;

b - rupere prin forfecareFig. 3.15 Efectul prezenţei concentratorilor de tensiuni în

piesele metalice solicitate mecanic

Comportarea fragilă sau ductilă la rupere nu este întotdeauna o însuşireintrinsecă a fiecărui material metalic (o însuşire dependentă numai de compoziţiachimică şi de caracteristicile structurale ale materialului). Comportarea la ruperepoate fi influenţată esenţial de factorii ce descriu condiţiile solicitării mecanicecare determină ruperea: a) temperatura materialului în timpul solicitării;b) viteza de solicitare (viteza de aplicare a sarcinilor şi/sau viteza de deformarea materialului); c) gradul de triaxialitate al stărilor de tensiuni generate înmaterialul supus solicitării, dependent de complexitatea solicitării şi deprezenţa în material a concentratorilor de tensiuni. Complexitatea unei solicitărimecanice este determinată de modul în care acţionează sarcinile (forţele) care oproduc şi de tipul efectelor (simple sau combinate) de deformare realizate(întindere, compresiune, încovoiere, forfecare, torsiune etc.), iar concentratorii detensiuni sunt discontinuităţi ale materialului (orificii, crestături, zgârieturi,incluziuni, fisuri etc.) care determină creşteri locale ale intensităţii tensiunilorgenerate de solicitările mecanice; aşa cum se arată în figura 3.15:

* în vecinătatea oricărui concentrator de tensiuni, intensitatea tensiunilorproduse de o solicitare mecanică are o valoare (σmax) mult mai mare decât valoareanominală (σn) a intensităţii tensiunilor generate de aceeaşi solicitare în materialullipsit de concentrator (sau în materialul situat la o distanţă mare faţă de concentrator);ca urmare, orice concentrator de tensiuni se poate caracteriza printr-un coeficient de


124

concentrare a tensiunilor mecanice cσσσσ, definit prin relaţia:

1>=σ

σσ

n

maxc ; (3.10)

* starea de tensiuni produsă de o solicitare mecanică în vecinătatea unuiconcentrator de tensiuni este triaxială, adică pe toate feţele oricărui element devolum (de forma unei prisme patrulatere drepte, v. scap 3.1, fig. 3.2) almaterialului situat în această zonă acţionează tensiuni normale cu intensităţinenule, chiar dacă starea de tensiuni produsă de aceeaşi solicitare în materialullipsit de concentrator este simplă (monoaxială sau plană).

Prin cercetări experimentale privind comportarea la rupere a unui numărmare de materiale metalice cu utilizări industriale s-a constatat că, pentru fiecaredin cei trei factori de descriere a condiţiilor de solicitare mecanică (precizaţianterior) poate fi definit un prag caracteristic, la traversarea căruia comportarea larupere se modifică din ductilă în fragilă sau invers (în funcţie de sensul de variaţiea factorului la traversarea pragului). De obicei, se consideră ca factor principaltemperatura materialului în timpul solicitării, iar pragul caracteristiccorespunzător acestui factor este denumit temperatură de tranziţie ductil -fragil ttr, (dacă temperatura materialului solicitat mecanic este t > ttr, comportareasa la rupere este ductilă, iar dacă temperatura materialului coboară la t < ttrmaterialul prezintă o comportare fragilă la rupere). Influenţele celorlalţi doi factorise iau în considerare prin modificările pe care le produc valorii temperaturii detranziţie; astfel, mărirea vitezei de solicitare (solicitarea dinamică sau prinşocuri) şi/sau creşterea gradului de triaxialitate al stărilor de tensiuni (datorităcomplexităţii solicitării mecanice sau prezenţei concentratorilor de tensiuni)determină tendinţa oricărui material metalic spre o comportare fragilă la rupereşi produce creşterea temperaturii de tranziţie a materialului respectiv (extindereadomeniului de temperaturi în care materialul manifestă o comportare fragilă larupere şi, ca urmare, restrângerea domeniului de temperaturi în care comportareala rupere a materialului este ductilă).

Procesul de rupere (fragilă sau ductilă) a unui material metalic are douăetape de desfăşurare: a) iniţierea ruperii, constând din apariţia (germinarea) unormicrofisuri (germeni sau nuclee de rupere) în materialul metalic solicitat mecanic;b) propagarea ruperii, constând din extinderea (creşterea) microfisurilor înmaterialul metalic supus solicitărilor mecanice.

a) Iniţirea ruperii este controlată (determinată), atât în cazul ruperiifragile, cât şi în cazul ruperii ductile, de tensiunile tangenţiale create (prinacţiunea solicitărilor mecanice) în lungul planelor de alunecare ale cristalelormaterialului metalic. Aceste tensiuni realizează deplasarea dislocaţiilor în planelede alunecare, deplasare echivalentă iniţierii unui proces de deformare plastică a


125

cristalelor (v.scap. 3.2). Deplasarea dislocaţiilor determină posibilitatea ca acesteasă interacţioneze (cu alte dislocaţii întâlnite pe parcursul mişcării), să fie blocate(de dislocaţiile de acelaşi semn, de limitele de cristale sau de alte obstacole) şi săse acumuleze în jurul barierelor (obstacolelor) întâlnite. Aşa cum se observă înfigura 3.16, acumularea dislocaţiilor de acelaşi semn în jurul unui obstacol esteechivalentă cu apariţia unei microfisuri, deoarece determină creşterea localăimportantă a distanţelor dintre atomi şi dispariţia forţelor de legătură interatomică(pierderea coeziunii interatomice).

b) Propagarea ruperii fragile este controlată (determinată) de tensiunilenormale de întindere, cu direcţia de acţiune perpendiculară pe planulmicrofisurilor iniţiate în materialul metalic supus solicitărilor mecanice. Aşa cumse observă în figura 3.16, tensiunile normale de întindere tind să măreascădistanţele dintre atomi în jurul microfisurilor iniţiate prin acumularea de dislocaţiişi să producă extinderea microfisurilor prin pierderea coeziunii între atomii de lavârful acestora; deoarece efectul (coeficientul) de concentrare a tensiunilorcorespunzător microfisurilor sporeşte odată cu creşterea dimensiunilor acestora,procesul de propagare a ruperii este continuu accelerat şi se realizează cu vitezădin ce în ce mai mare (ruperea fragilă are o propagare instabilă). Trebuie remarcat(v. fig. 3.16) că, dacă tensiunile normale pe planul microfisurilor iniţiate înmaterialul metalic sunt de compresiune, procesul de propagare a fisurilor esteinhibat ( există tendinţa închidereii fisurilor) şi ruperea fragilă nu se produce.

Propagarea ruperii ductile este controlată (determinată) de tensiuniletangenţiale create în jurul microfisurilor iniţiate în materialul metalic supussolicitărilor mecanice. Sub acţiunea acestor tensiuni are loc deformarea plastică amaterialului de la vârful microfisurilor, se produce rotunjirea microfisurilor(microfisurile se transformă în microgoluri, cu un efect scăzut de concentrare atensiunilor) şi în materialul din jurul acestora apar noi microfisuri (prinmecanismul de deplasare prin alunecare şi acumulare a dislocaţiilor); ca urmare,procesul de propagare a ruperii ductile se desfăşoară stabil, cu un mare consum deenergie pentru deformarea plastică, gâtuirea şi ruperea punţilor dintremicrogolurile ce se crează continuu pe parcursul ruperii în materialul metalicsupus solicitărilor mecanice.

Din cele prezentate anterior rezultă că ruperea fragilă este un fenomengreu de diagnosticat (prognozat), care se produce intempestiv , se propagă cuviteze foarte mari (instabil) şi poate avea urmări catastrofale, în timp ce rupereaductilă este un fenomen uşor de detectat, care se produce stabil, după epuizareacapacităţii de deformare plastică a materialului metalic supus solicitărilormecanice. Ca urmare, la proiectarea pieselor metalice destinate aplicaţiilortehnice se pune condiţia ca materialul metalic ales pentru confecţionareaacestora să prezinte o comportare ductilă la rupere pe tot domeniul


126

temperaturilor de exploatare (utilizare) a lor; astfel, dacă domeniultemperaturilor de exploatare a pieselor are limita inferioară temin, materialulmetalic din care se realizează acestea trebuie să prezinte o temperatură de tranziţieductil-fragil ttr, care să asigure îndeplinirea condiţiei:

temin > ttr (3.11)Utilizarea criteriului (3.11) impune cunoaşterea caracteristicii ttr pentru

materialele metalice cu utilizări industriale (tehnice).

3.7. Încercarea la încovoiere prin şoca materialelor metalice

Pentru a evidenţia particularităţile comportării la rupere a materialelormetalice la diferite temperaturi se foloseşte (ca încercare de referinţă) încercareala încovoiere prin şoc. Condiţiile şi modul de realizare a încercării la încovoiereprin şoc şi caracteristicile mecanice care se pot determina prin această încercaresunt reglementate prin standardul SR EN 10045 (care reprezintă versiunea înlimba română a standardului european EN 10045).

Încercarea la încovoiere prin şoc se execută pe epruvete confecţionate dinmaterialul metalic care se cercetează, având configuraţia şi dimensiunile înconformitate cu prescripţiile SR EN 10045. Aşa cum se poate observa în figura3.17, epruvetele standardizate au forma unor prisme pătrate drepte, cu lungimea(înălţimea) de 55 mm şi latura bazei de 10 mm şi sunt prevăzute pe una din feţelelaterale cu o crestătură centrală (un concentrator de tensiuni mecanice); în funcţiede forma crestăturii, epruvetele pot fi: a) cu crestătură în formă de V, la carecrestătura are adâncimea de 2 mm, unghiul de deschidere de 450 şi raza derotunjire la vârf de 0,25 mm; b) cu crestătură în formă de U (sau cu crestătură înformă de gaură de cheie), la care crestătura are adâncimea de 5 mm şi raza lavârf de 1 mm. Pentru efectuarea încercării la încovoiere prin şoc se utilizează, de obicei,o maşină numită ciocan - pendul Charpy, având construcţia prezentată în figura3.18. Înainte de realizarea încercării, pendulul (alcătuit din placa de lovire sauciocanul 1, braţul 2 şi articulaţia 3) este ridicat într-o poziţie de lansare, căreia îicorespunde o energie (potenţială) a pendulului, numită energie nominală, W0; înmod obişnuit W0 = 300 J, existând posibilitatea modificării acestei valori (caredepinde de masa plăcii de lovire şi de înălţimea la care este ridicat pendulul) prinschimbarea plăcii de lovire a pendulului. Epruveta care urmează a fi supusăîncercării se aşează liber pe reazemele (suporturile) 4, amplasate pe batiul (corpul)maşinii 5. Pentru efectuarea încercării se permite căderea pendulului din poziţiade lansare, ciocanul 1 loveşte epruveta pe faţa opusă crestăturii şi produce


127

ruperea acesteia (dintr-o singură lovitură), pe cadranul maşinii 6 înregistrându-sevaloarea energiei consumate (absorbite) pentru ruperea epruvetei Wr; deoarece întimpul căderii energia potenţială a pendulului se transformă în energie cinetică, laimpactul cu epruveta viteza ciocanului este vp = 5,0...5,5 m/s şi solicitarea careproduce ruperea epruvetei este dinamică (încovoiere prin şoc).

Fig.3.16. Mecanismele iniţierii şi propagăriiruperilor materialelor metalice

Fig. 3.17. Epruvete pentru încercarea laîncovoiere prin şoc

Caracteristica mecanică determinată prin încercarea la încoovoiere prinşoc este energia de rupere, notată KV = Wr, dacă s-a încercat o epruvetă cucrestătura în formă de V sau KU = Wr, dacă epruveta încercată a avut crestătura înformă de U. În unele cazuri, caracteristica mecanică prin care se exprimărezultatul încercării la încovoiere prin şoc este rezilienţa, notată KCV sau KCU(funcţie de forma crestăturii epruvetei încercate) şi definită prin relaţia:

KCV sau KCU = 0S

Wr , (3.12)

S0 fiind aria secţiunii transversale iniţiale a epruvetei în planul de simetrie alcrestăturii (S0 = 0,8 cm2, în cazul epruvetei cu crestătura în formă de V şiS0 = 0,5 cm2, în cazul epruvetei cu crestătura în formă de U); în mod obişnuit,rezilienţa se exprimă în J/cm2.

Valoarile energiei de rupere (sau rezilienţei) determinate prin încercarea laîncovoiere prin şoc a unor epruvete dintr-un anumit material sunt în directăcorelaţie cu comportarea la rupere a materialului (sunt caracteristici ce exprimătenacitatea la rupere a materialului): dacă materialul prezintă o comportare fragilăla rupere (rupere cu aspect cristalin - strălucitor), valorile energiei de rupere (saurezilienţei) sunt scăzute, iar dacă materialul prezintă o comportare ductilă larupere (rupere cu aspect fibros), valorile energiei de rupere (sau rezilienţei) suntridicate (se consumă energie atât pentru realizarea suprafeţelor de rupere, cât şipentru deformarea plastică apreciabilă a materialului înainte de rupere). Pornind


128

de la această constatare, a apărut ideea că rezultatele încercarii la încovoiere prinşoc a unui material metalic se pot utiliza pentru determinarea unei temperaturi(convenţionale) de tranziţie ductil - fragil a materialului respectiv. În acest scop,din materialul metalic analizat se prelevează mai multe epruvete, se efectueazăîncercarea la încovoiere prin şoc a acestora la diferite temperaturi, iar rezultateleobţinute se transpun în diagrame, având în abscisă temperatura, iar în ordonatăvalorile caracteristicii KV sau KU, aşa cum se prezintă în figura 3.19 a; deoarecemajoritatea materialelor metalice au un domeniu de temperaturi în care prezintă ocomportare bimodală la rupere (parţial fragilă şi parţial ductilă), temperatura detranziţie ductil - fragil se defineşte prin criterii convenţionale, cum ar fi:

Fig. 3.18. Ciocanul - pendul Charpy şi modul de efectuare a încercării la încovoiere prin şoc

* temperatura de tranziţie ductil - fragil este temperatura la care KV are ovaloare prescrisă X (se notează tKVX);

* temperatura de tranziţie ductil - fragil este temperatura la care KV sauKU are o valoare egală cu jumătate din valoarea energiei de ruperecorespunzătoare comportării ductile la rupere (se notează t0,5);

* temperatura de tranziţie ductil - fragil este temperatura la care jumătatedin aria suprafeţelor de rupere ale epruvetelor are aspect (cristalin - strălucitor)de rupere fragilă (se notează t50%).

Utilizarea încercării la încovoiere prin şoc la determinarea temperaturii de tranziţieductil - fragil a materialelor metalice a evidenţiat următoarele aspecte (v. fig. 3.19 b):


129

* materialele metalice cu structură monofazică de metal pur sau soluţiesolidă şi reţele cristaline de tip CFC prezintă comportare ductilă la rupere laorice temperatură (temperatura lor de tranziţie ductil - fragil este situată latemperaturi foarte scăzute, în vecinătatea temperaturii 0 K);

Fig. 3.19. Variaţia cu temperatura a caracteristicilor KV sau KU la diferite materiale metalice

* unele materiale metalice (cum ar fi compuşii intermetalici sau aliajelecare conţin în structură eutectice cu compuşi intermetalici) au comportare fragilăla rupere pe un domeniu de temperaturi foarte extins (temperatura lor de tranziţieductil - fragil este situată la temperaturi ridicate);

* materialele metalice în structura cărora predomină faze de tip soluţiesolidă sau metal pur cu reţele cristaline de tip CVC prezintă temperaturi detranziţie ductil - fragil situate în domeniul -100 0C...+100 0C, domeniu uzual deexploatare al construcţiilor tehnice; pentru piesele confecţionate din astfel demateriale este importantă considerarea la poiectare a criteriului (3.11) şiefectuarea încercării la încovoiere prin şoc pentru verificarea comportării ductilela rupere la temperatura de utilizare.

În prezent, există tendinţa de a înlocui metoda folosirii rezultatelorîncercării la încovoiere prin şoc pentru definirea criteriilor şi caracteristicilor deapreciere a comportării la rupere a materialelor metalice cu metode mai binefundamentate teoretic şi experimental, dezvoltate în cadrul unei ştiinţeinterdisciplinare moderne, numită mecanica ruperii materialelor; încercărilecorespunzătoare determinării caracteristicilor de tenacitate definite de mecanicaruperilor sunt însă mult mai complicate şi mai costisitoare decât încercarea laîncovoiere prin şoc.


130

3.8. Fluajul materialelor metalice

Aşa cum s-a arătat în scap. 3.3, în mod obişnuit, procesul de deformareplastică a materialelor metalice începe când tensiunile create în acestea subacţiunea solicitărilor mecanice la care sunt supuse depăşesc limita lor de curgereşi se continuă dacă intensitatea acestor tensiuni are o evoluţie monoton crescătoareîn timp. Dacă solicitările mecanice aplicate acţionează timp îndelungat (zile, luni,ani), procesul de deformare plastică a materialelor metalice poate începe chiardacă tensiunile create sub acţiunea acestora au intensităţi mai mici decât limita lorde curgere şi se continuă chiar dacă solicitările şi, ca urmare, tensiunile create deacestea, îşi menţin constantă intensitatea.

Fenomenul de deformare lentă şi continuă în timp a unui material metalicsub acţiunea unor solicitări (tensiuni) mecanice constante se numeşte fluaj, iarruperile produse datorită acestui fenomen se numesc ruperi prin fluaj. S-aconstatat experimental că unul din factorii principali care determină apariţia şidesfăşurarea fenomenului de fluaj este temperatura, fenomenul manifestându-secu intensitate mare dacă materialul metalic solicitat mecanic are temperaturaT ≥ 0,4Ts ≅ Trp, Ts fiind temperatura de solidificare - topire, iar Trp - temperatura derecristalizare primară ale materialului.

Pentru un material metalic aflat la o anumită temperatură T = ct., în careo solicitare mecanică invariabilă generează tensiuni cu intensitatea σ = ct.,comportarea la fluaj poate fi redată sintetic prin curba de fluaj, reprezentândvariaţia deformaţiilor specifice ale materialului ε în funcţie de timp τ, ε = f(τ) şiprin curba de variaţie în timp a vitezei de fluaj vf, vf = f’(τ). Curbele de acest tip,reprezentate în figura 3.20 pentru un material metalic, evidenţiază că fenomenulde fluaj are mai multe etape de desfăşurare:

* În etapa iniţială (0), pe materialul metalic aflat la temperatura T = ct. seaplică solicitările mecanice care generează tensiunile σ =ct. şi materialul capătă(instantaneu) deformaţia specifică ε0, de natură elastică (dacă tensiunile σ sesituează sub limita de curgere a materialului la temperatura T) sau plastică (dacătensiunile σ depăşesc limita de curgere a materialului la temperatura T).

* În următoarea etapă (I), numită etapa fluajului primar sau etapafluajului nestabilizat, are loc creşterea continuă a deformaţiei specifice ε, încondiţiile unei evoluţii descrescătoare a vitezei vf. Procesele de deformare plasticăce se produc în această etapă sunt localizate în corpul cristalelor care alcătuiescstructura materialului metalic şi se desfăşoară prin acţiunea combinată atensiunilor mecanice şi a fenomenelor de difuzie: tensiunile mecanice producdeformarea plastică prin mecanismul deplasării dislocaţiilor în lungul planelor de


131

alunecare ale cristalelor, iar procesele de difuzie facilitează deformarea, ajutânddislocaţiile să depăşească obstacolele care le blochează deplasarea (de exemplu,prin căţărarea dislocaţiilor în planele de alunecare lipsite de bariere) şi diminuândnumărul de obstacole din calea dislocaţiilor (de exemplu, prin activareainteracţiunii dintre dislocaţiile de semne contrare sau dintre atomi şi vacanţe).Procesele de deformare plastică descrise au ca efecte ecruisarea materialului(creşterea rezistenţei la deformare a materialului) şi reducerea progresivă a vitezeide fluaj; deoarece temperatura este superioară temperaturii de recristalizareprimară a materialulu solicitat mecanic, plasticitatea acesuia este refăcutăprogresiv prin declanşarea unor procese de restaurare - recristalizare primară (careelimină ecruisarea, conferă materialului plasticitatea necesară continuăriiproceselor de deformare şi împiedică scăderea la zero a vitezei de fluaj).

* Din momentul în care procesele de deformare plastică - ecruisare şirestaurare - recristalizare primară şi-au echilibrat reciproc efectele, viteza de fluajdevine constantă (vf = ct.) şi începe o nouă etapă (II), numită etapa fluajuluisecundar sau etapa fluajului stabilizat, în care principalele procese care sedesfăşoară sunt localizate la limitele cristalelor care alcătuiesc structuramaterialului solicitat mecanic. În această etapă, dislocaţiile deplasate prinalunecare în cristale sunt blocate la limitele cristalelor, se acumulează în acestezone şi generează microgoluri (microfisuri), care se unesc între ele şi îşi mărescastfel dimensiunile; mecanismul formării şi creşterii microgolurilor esteasemănător mecanismului de iniţiere şi propagare a ruperii ductile (v. scap.3.5).

* Datorită apariţiei şi creşterii microgolurilor intercristaline, de la unmoment dat viteza de fluaj începe să crească, procesul de deformare seaccelerează progresiv şi se intră într-o nouă etapă (III), numită etapa fluajuluiterţiar sau etapa fluajului accelerat, care se încheie în momentul când seproduce ruperea materialului (IV).

Comportarea la fluaj a unui material metalic, descrisă de configuraţiacurbei de fluaj, de curba vitezelor de fluaj, de duratele celor trei etape principaleale procesului de fluaj şi de durata (totală) de solicitare a materialului înainte derupere τf , este influenţată esenţial de intensitatea tensiunilor de solicitare σ = ctşi de mărimea temperaturii la care se desfăşoară procesul T = ct., aşa cum sepoate observa examinând diagramele din figura 3.21.

Pentru determinarea comportării la fluaj a unui material metalic sefolosesc încercări mecanice speciale, cum ar fi, de exemplu, încercarea larupere prin fluaj, reglementată prin STAS 8894. Cu ajutorul acestor încercări sedetermină curbele de fluaj şi curbele de variaţie în timp a vitezei de fluaj îndiferite condiţii de solicitare mecanică şi la diferite temperaturi şi se definescdouă caracteristici mecanice capabile să reflecte comportarea la fluaja materialului analizat:


132

a) limita tehnică de fluaj TR τε / : tensiunea mecanică de solicitare amaterialului la temperatura T, corespunzătoare realizării unei deformaţiispecifice prescrise ε, după o perioadă de timp prescrisă τ ; în mod obişnuit,valorile prescrise sunt ε = 1 % şi τ = 100000 ore şi limita tehnică de fluaj senotează T

/R 100001 ;

Fig.3.20. Curba tipică de fluaj amaterialelor metalice

Fig. 3.21. Influenţa intensităţii tensiunilor şi atemperaturii asupra comportării la fluaj a

materialelor metalice

b) rezistenţa tehnică de durată TrR τ/ : tensiunea mecanică de

solicitare a materialului la temperatura T , pentru care ruperea prin fluaj seînregistrează după o perioadă de timp prescrisă τ ; în mod obişnuit, durata desolicitare până la rupere prescrisă este τ = 100000 ore şi rezistenţa tehnicădedurată se notează T

/rR 100000

La proiectarea pieselor sau construcţiilor tehnice care urmează a fiexploatate în condiţii de temperatură ridicată trebuie avut în vedere atâtpericolul apariţiei ruperii, cât şi cel al creşterii inadmisibile a deformaţiilor întimp datorită fenomenului de fluaj. În acest scop se folosesc criterii dedurabilitate limitată: “durata de exploatare a piesei sau construcţiei (latemperatura T, cu tensiunile de solicitare σ ) τe nu trebuie să fie mai mare


133

decât durata necesară apariţiei ruperii prin fluaj τ f (sau decât duratanecesară înregistrării unor deformaţii specifice mai mari decât celeadmisibile τd )”:

τe < τf (sau τe < τd ) (3.13)

Utilizarea criteriului (3.13) impune cunoaşterea caracteristicilor τf şi/sauτd pentru materialele metalice cu utilizări industriale (tehnice), caracteristici carese pot determina construind experimental curbele de fluaj, la diferite temperaturi,ale acestor materiale.

3.9. Oboseala materialelor metalice

Comportarea unui material metalic supus acţiunii unei solicitărivariabile (ce generează în material tensiuni mecanice cu intensităţi variabile întimp) diferă esenţial de cea corespunzătoare acţiunii unor solicitări constantesau monoton crescătoare (ce generează în material tensiuni mecanice care nu-şimodifică intensitatea în timp sau care cresc continuu în intensitate pe măsurăce trece timpul), ruperea sa putându-se produce chiar dacă intensitateatensiunilor mecanice generate în timpul solicitării σ este mai mică decâtrezistenţa la tracţiune a materialului Rm.

Fenomenul de degradare a materialelor metalice sub acţiuneasolicitărilor variabile se numeşte oboseală, iar ruperile produse datorităacestuia se numesc ruperi prin oboseală.

În mod obişnuit, solicitările variabile la care sunt supuse piesele dinmateriale metalice au caracter periodic (ciclic) şi, ca urmare, funcţia σ = f(τ),ce exprimă dependenţa de timp τ a intensităţii tensiunilor generate de solicităriσ, este o funcţie periodică; în aceste condiţii, orice solicitare variabilă sepoate caracteriza complet printr-un ciclu al solicitării, reprezentând funcţiaσ = f(τ) pe durata unei perioade a acesteia π. Examinând figura 3.22, carereprezintă un astfel de ciclu de solicitare, se pot defini următoarele mărimicaracteristice ale unei solicitări variabile: tensiunea maximă σmax,

tensiunea minimă σmin, tensiunea medie 2

minmaxm

σ+σ=σ , amplitudinea

tensiunii (tensiunea variabilă) σv = σmax - σm =2

minmax σ−σ şi coeficientul de

asimetrie max

minRσσ= . Solicitările variabile ale căror cicluri se caracterizează

prin acelaşi semn al tensiunilor σ se numesc solicitări ondulante (R ≥ 0);solicitarea ondulantă la care σmin = 0 (R = 0), se numeşte solicitare pulsatoare.


134

Solicitările variabile la care pe parcursul fiecărui ciclu se schimbă semnultensiunilor σ se numesc solicitări alternante (R ≤ 0); solicitarea alternantă lacare σmin = − σmax (R = −1), se numeşte solicitare alternant-simetrică.

Cercetările experimentale au evidenţiat următoarele aspecte principaleprivind oboseala materialelor metalice:

a) Graficul dependenţei dintre tensiunea maximă a ciclurilor de solicitare,σmax şi numărul ciclurilor de solicitare până la ruperea unui material metalic (uneipiese metalice) Nr , grafic numit curbă de durabilitate la oboseală sau curbăWöhler, poate avea, aşa cum se observă în figura 3.23 două configuraţii:

* pentru majoritatea materialelor metalice, graficul are forma I, Nrcrescând continuu odată cu micşorarea tensiunii σmax;

* pentru unele materiale (de exemplu, fierul, oţelurile, titanul şi aliajele pebază de Ti) graficul are forma II, prezentând un palier la tensiunea σO, numitărezistenţă la oboseală; la aceste materiale, solicitările variabile caracterizate prinσmax < σO nu produc ruperea (numărul ciclurilor de solicitare până la rupereamaterialului este, teoretic, infinit).

Curbele de durabilitate la oboseală şi/sau rezistenţa la obosealăcorespunzătoare unui material metalic se determină experimental prin încercărimecanice speciale, cum ar fi încercarea la oboseală prin încovoiere rotativă,reglementată prin STAS 5878.

Fig.3.22. Caracteristicile ciclurilor de solicitarevariabilă

Fig.3.23. Curbele tipice de durabilitate laoboseală ale materialelor metalice

b) Procesul de degradare prin oboseală a unui material metalic (uneipiese metalice) are trei stadii de desfăşurare: a) iniţierea unei fisuri;b) propagarea lentă (într-un număr mare de cicluri) şi continuă a fisurii,până când secţiunea transversală nefisurată (secţiunea portantă) a piesei devineinsuficientă pentru preluarea solicitărilor; c) ruperea bruscă a secţiuniitransversale nefisurate în stadiile anterioare. Existenţa acestor trei stadii a fostevidenţiată prin cercetarea aspectului suprafeţelor de rupere prin oboseală ale


135

materialelor (pieselor) metalice, care prezintă întotdeauna trei zonecaracteristice: a) zona de iniţiere a unei fisuri (care se poate evidenţia numai pecale microscopică); b) zona de propagare a fisurii, cu aspect neted - lucios(vizibilă cu ochiul liber); c) zona de rupere finală (bruscă), cu aspect cristalinsau fibros (vizibilă cu ochiul liber).

Mecanismul procesului de degradare prin oboseală a unui materialmetalic (unei piese metalice) poate fi descris sintetic astfel:

* deformaţiile produse de către solicitările variabile au caractereterogen, în anumite zone ale materialului (piesei), situate de obicei lasuprafaţă, cum ar fi zonele cu cristalele orientate favorabil în raport cusarcinile aplicate sau zonele cu concentratori de tensiuni macroscopici(zgârieturi, crestături, orificii etc.) sau microscopici (impurităţi, faze fragileetc.), producându-se deformaţii plastice, în timp ce în celelalte zonedeformaţiile sunt numai de natură elastică;

* fenomenul de ecruisare ce afectează zonele cu deformaţii plasticeconduce, după un anumit număr de cicluri de solicitare, la epuizarea capacităţiide deformare a materialului şi la iniţierea unei fisuri;

* procesul de deformare plastică localizat în zona din jurul vârfuluifisurii iniţiate (care acţionează ca un puternic concentrator de tensiuni)conduce la realizarea condiţiilor extinderii (propagării) acesteia;

* după un anumit număr de cicluri, tensiunile generate de solicitareamecanică în secţiunea nefisurată a materialului (piesei) ating nivelul rezistenţeila tracţiune Rm şi materialul se rupe brusc.

Piesele şi construcţiile tehnice care urmează a fi supuse în exploatareunor solicitări variabile se proiectează ţinând seama de necesitate evităriipericolului ruperii lor prin oboseală. Criteriile de verificare folosite în acestscop (după dimensionarea piesei sau construcţiei şi stabilirea tensiunilorcaracteristice ale ciclurilor solicitării variabile) se adoptă în funcţie de tipulcurbei de durabilitate la oboseală corespunzătoare materialului metalic din carese confecţionează piesa sau construcţia considerată; astfel:

* dacă materialul utilizat are o curbă de durabilitate la oboseală de tipulI (v.fig.3.23), se foloseşte un criteriu de durabilitate limitată: “numărulciclurilor de solicitare în timpul utilizării piesei sau construcţie Ne trebuie săfie mai mic decât numărul ciclurilor de solicitare care produc ruperea prinoboselă a materialului Nr”:

Ne < Nr; (3.14)

* dacă materialul utilizat are o curbă de durabilitate la oboseală de tipulII şi este cunoscută rezistenţa la oboseală σO (v. fig.3.23), se foloseşte uncriteriu de limitare a tensiunilor: “tensiunile maxime care caracterizează


136

solicitarea variabilă a piesei în exploatare σemax trebuie să fie inferioarerezistenţei la oboseală σO”:

σemax < σO. (3.15)

Utilizarea criteriilor (3.14) şi (3.15) impune cunoaşterea caracteristicilorNr sau σO pentru materialele metalice cu utilizări industriale (tehnice),caracteristici care se pot determina construind experimental curbă de durabilitatela oboseală sau curbă Wöhler, la diferite temperaturi, ale acestor materiale.

3.10. Duritatea materialelor metalice

Duritatea este propritatea unui material metalic de a opune rezistenţă lapătrunderea în stratul său superficial a unui penetrator (corp mai dur). Pentrudeterminarea caracteristicilor prin care se exprimă cantitativ duritatea materialelormetalice se folosesc, de obicei, metodele prezentate în continuare.

A. Metoda Brinell, reglementată prin standardul SR EN 10003-1 (carereprezintă versiunea în limba română a standardului european EN 10003-1), este ometodă de determinare a durităţii materialelor metalice care utilizează ca penetratoro sferă (bilă) confecţionată din oţel (aliaj Fe-C) sau din carburi metalice.

Pentru determinarea durităţii unui material metalic prin această metodă,se apasă penetratorul sferic cu diametrul D, un timp τd (τd = 10...25 s), cu o forţăF, pe un eşantion (probă, epruvetă, piesă) din materialul ce se analizează, iardupă încetarea acţiunii forţei , se îndepărtează penetratorul şi se măsoarădiametrul d al urmei lăsate de acesta pe material (v. fig. 3.24).

Duritatea Brinell (simbolizată HBS, în cazul utilizării unui penetrator dinoţel şi HBW, în cazul utilizării unui penetrator din carburi metalice) este ocaracteristică mecanică definită (convenţional) ca fiind raportul dintre forţaaplicată pe penetrator la efectuarea determinării F, exprimată în kgf(1kgf = 9,80665 N) şi aria suprafeţei urmei lăsate de acesta pe materialul metalicanalizat Sp, exprimată în mm2:

HBS sau HBW = pS

F ; (3.16)

deoarece suprafaţa urmei lăsate de penetrator pe materialul analizat are forma uneicalote sferice, aria Sp este dată de relaţia (v. fig.3.24):

2

22 dDDDDhS p−−π=π= (3.17)

Condiţiile normale (standard) de determinare a durităţii Brinel corespundutilizării penetratorului sferic cu D = 10 mm şi aplicării forţei F = 3000 kgf


137

(29420 N) o durată τd = 10...15 s; se pot folosi însă (în funcţie de configuraţia şidimensiunile eşantionului pe care se face determinarea şi de particularităţilestructurale ale materialului analizat) şi alte cupluri (D,F). Valorile durităţii Brinelldeterminate pe un material metalic cu diferite cupluri (D,F) vor fi egale (saufoarte apropiate) dacă toate cuplurile (D,F) utilizate se caracterizează prinaceiaşi valoare a unui raport kS, numit grad de solicitare, definit prin relaţia:

2DF

Sk = , (3.18)

în care F se introduce în kgf şi D - în mm.Duritatea Brinell a unui material metalic se indică precizând valoarea

durităţii, simbolul HBS sau HBW (funcţie de materialul penetratorului sfericutilizat la determinarea durităţii) şi condiţiile în care s-a determinat duritatea:diametrul penetratorului sferic D (în mm) / forţa aplicată pe penetrator ladeterminarea durităţi F (în kgf) / durata aplicării forţei pe penetrator τd (însecunde); de exemplu, dacă duritatea Brinell a unui material metalic s-adeterminat cu un penetrator sferic confecţionat din oţel, cu diametrul D = 5 mm,apăsat cu forţa F = 750 kgf (7355 N), o durată τd = 15 s, iar valoarea durităţii afost 220, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea 220 HBS 5/750/15”.

Prin cercetări experimentale s-a evidenţiat că pentru multe materialemetalice de importanţă practică (oţeluri, fonte, aliaje pe bază de Cu etc.) există odependenţă (statistică) liniară între valorile durităţii Brinell şi valorile rezistenţeila tracţiune Rm ; de exemplu, în cazul oţelurilor, rezistenţa la tracţiune Rm,exprimată în N/mm2, se poate estima cu relaţia Rm = 3,5(HBS sau HBW).

B. Metoda Vickers, reglementată prin STAS 492/1 (aflat în concordanţăcu standardele internaţionale ISO 409/1 şi ISO 6507/1), este o metodă dedeterminare a durităţii materialelor metalice care utilizează ca penetrator opiramidă pătrată dreaptă confecţionată din diamant, având unghiul diedru alfeţelor opuse de 1360 şi unghiul dintre muchiile opuse de 1480.

Pentru determinarea durităţii unui material metalic prin această metodă,se apasă penetratorul piramidal din diamant, un timp τd ( τd = 10...35 s), cu oforţă F, pe un eşantion (probă, epruvetă, piesă) din materialul ce se analizează,iar după încetarea acţiunii forţei , se îndepărtează penetratorul şi se măsoară

diagonala2

21 ddd += , a urmei lăsate de acesta pe material (v. fig. 3.25).

Duritatea Vickers (simmbolizată HV) este o caracteristică mecanicădefinită (convenţional) ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator laefectuarea determinării F , exprimată în kgf (1kgf = 9,80665 N) şi ariasuprafeţei urmei lăsate de acesta pe materialul metalic analizat Sp,exprimată în mm2:


138

pSFHV = ; (3.19)

deoarece suprafaţa urmei lăsate de penetrator pe materialul analizat are formaunei piramide pătrate drepte, aria Sp este dată de relaţia (v. fig.3.25):

22

5390

21362

d,S)sin(

dop == (3.20)

Condiţiile normale (standard) de determinare a durităţii Vickerscorespund aplicării unei forţe F = 30 kgf (294 N), o durată τd = 10...15 s; se potfolosi însă (în funcţie de configuraţia şi dimensiunile eşantionului pe care se facedeterminarea şi de particularităţile structurale ale materialului analizat) şi alteintensităţi ale forţei de apăsare F. Valorile durităţii Vickers determinate pe unmaterial metalic cu diferite forţe F sunt egale (sau foarte apropiate).

Fig. 3.24. Schema determinării durităţii prinmetoda Brinell

Fig. 3.25. Schema determinării durităţii prinmetoda Vickers

Duritatea Vickers a unui material metalic se indică precizând valoareadurităţii, simbolul HV şi condiţiile în care s-a determinat duritatea (dacă acesteadiferă de condiţiile normale): forţa aplicată pe penetrator la determinareadurităţii F (în kgf) / durata aplicării forţei pe penetrator τd (în secunde); deexemplu, dacă la determinarea durităţii Vickers a unui material metalic s-a aplicatpe penetrator forţa F = 10 kgf (98,07N), o durată τd = 20 s şi valoarea durităţii afost 250, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea 250 HV 10/20”, dacăs-a aplicat pe penetrator forţa F = 10 kgf (98,07N), o durată τd = 10...15 s şivaloarea durităţii a fost 250, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea250 HV 10”, iar dacă s-au folosit condiţiile standard (F = 30 kgf, τd = 10...15 s) şi


139

valoarea durităţii a fost 250, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea250 HV”.

C. Metoda Rockwell, reglementată prin STAS 493 ( redactat înconformitate cu standardul internaţional ISO 6508), este o metodă de determinarea durităţii materialelor metalice care utilizează ca penetrator un conconfecţionat din diamant, având unghiul la vârf de 120o , o sferă (bilă) din oţelcu diametrul de 1,5875 mm (1/16 in) sau o sferă (bilă) din oţel cu diametrulde 3,175 mm (1/8 in).

Pentru determinarea durităţii unui material metalic prin această metodăse parcurg următoarele etape (v. fig 3.26):

* se apasă penetratorul cu o sarcină iniţială (forţă iniţială) F0 = 10 kgf(98,07 N) pe un eşantion (probă, epruvetă, piesă) din materialul ce se analizează,după care se face reglarea (manuală sau automată) a dispozitivului de măsurareşi înregistrare a durităţii;

* se aplică pe penetrator o suprasarcină (forţă suplimentară) F1,apăsarea cu forţa F = F0 + F1 menţinându-se 2...8 s;

* se îndepărtează suprasarcina F1 şi se determină adâncimea de penetrareremanentă (sub sarcina iniţială) e.

Duritatea Rockwell (simbolizată HR) este o caracteristică mecanicădefinită (convenţional) prin relaţia:

HR = E - e, (3.21)

în care E este lungimea unei scale de referinţă, iar e - adâncimea de penetrareremanentă determinată pe materialul analizat, ambele mărimi (E şi e) fiindconvertite în unităţi de duritate Rockwell, folosind convenţia 1 HR = 0,002 mm; încazul folosirii penetratorului conic din diamant, E = 0,20 mm = 100 HR, iar încazul folosirii penetratoarelor sferice din oţel, E = 0,26 mm = 130 HR.

Fig. 3.26. Schema determinării durităţii prinmetoda Rockwell

Fig.3.27. Dependenţa între compoziţia soluţiilorsolide şi proprietăţile mecanice ale acestora


140

Pentru ca metoda să poată fi utilizată la diverse materiale metalice, sefolosesc tipurile de penetratoare prezentate anterior şi diferite intensităţi alesuprasarcinii F1, fiecare cuplu “tip penetrator - suprasarciă F1” definind oscară de determinare a durităţii Rockwel; sunt standardizate 9 scări,simbolizate prin literele A,B...H,K, cu următoarele caracteristici: scara A “conde diamant - F1 = 50 kgf (490,3 N)”, destinată determinării durităţii aliajelordure şi straturilor subţiri din oţeluri sau aliaje dure; scara B “bilă cu diametrulde 1,5875 mm - F1 = 90 kgf (882,6 N)”, destinată determinării durităţii aliajelorpe bază de Cu, oţelurilor moi, aliajelor pe bază de Al şi fontelor maleabileferitice; scara C “con de diamant - F1 ==== 140 kgf (1373 N)”, destinatădeterminării durităţii oţelurilor, fontelor albe şi fontelor maleabile perlitice;scara D “con de diamant - F1 = 90 kgf (882,6 N)”, destinată determinăriidurităţii oţelurilor cu duritate medie şi produselor subţiri din oţel sau fontămaleabilă perlitică; scara E “bilă cu diametrul de 3,175 mm - F1 = 90 kgf(882,6 N)”, destinată determinării durităţii fontelor albe, aliajelor pe bază deAl, aliajelor pe bază de Mg şi aliajelor pentru cuzineţi; scara F “bilă cudiametrul de 1,5875 mm - F1 = 50 kgf (490,3 N)”, destinată determinăriidurităţii aliajelor moi pe bază de Cu şi produselor subţiri din materiale metalicemoi; scara G “bilă cu diametrul de 1,5875 mm - F1 = 140 kgf (1373 N)”,destinată determinării durităţii fontelor maleabile, aliajelor Cu-Ni-Zn şialiajelor Cu-Ni; scara H “bilă cu diametrul de 3,175 mm - F1 = 50 kgf (490,3 N)”,destinată determinării durităţii aluminiului, zincului şi plumbului; scara K“ bilă cu diametrul 3,175 mm - F1 = 140 kgf (1373 N)”, destinată determinăriidurităţii produselor subţiri şi/sau din materiale metalice foarte moi.

Duritatea Rockwell a unui material metalic se indică precizând valoareadurităţii, simbolul HR şi simbolul scării utilizate; de exemplu, dacă ladeterminarea durităţii Rockwel a unui material metalic s-a folosit scara C şi s-aobţinut valoarea 45, se dă indicaţia: “materialul are duritate 45 HRC”.

3.11. Dependenţele între structură şi proprietăţimecanice la materialele metalice

În cazul materialelor metalice (metale şi aliaje), dependenţele între structurăşi proprietăţi mecanice sunt deosebit de complexe. Principalele aspecte privind acestedependenţe pot fi prezentate considerând pe rând cazul materialelor metalice custructură monofazică şi cazul materialelor cu mai multe faze în structură.

A. În cazul materialelor metalice cu structură monofazică, proprietăţilemecanice depind în principal de tipul şi natura fazei care alcătuieşte structura.


141

Astfel:* metalele pure au în general plasticitate şi tenacitate ridicate, dar prezintă

rezistenţă mecanică şi duritate relativ scăzute; aceste proprietăţi sunt în legăturădirectă cu tipul structurii cristaline, metalele cu structură CFC avândcaracteristicile de plasticitate şi tenacitate cele mai bune (valori mari ale alungiriiprocentuale după rupere A, coeficientului de gâtuire Z şi energiei de rupere KV sauKU şi valori foarte scăzute ale temperaturii de tranziţie ductil - fragil ttr), metalelecu structură HC prezentând plasticitate scăzută (valori mici ale caracteristicilor Aşi Z) şi tendinţă accentuată spre comportarea fragilă la rupere (valori scăzute aleKV sau KU şi valori ridicate ale caracteristicii ttr), iar metalele cu structură CVCavând proprietăţi intermediare;

* soluţile solide de substituţie au, ca şi metalele pure, plasticitate şitenacitate ridicate şi rezistenţă mecanică şi duritate relativ scăzute, plasticitatea şitenacitatea acestor faze fiind mai scăzute, iar rezistenţa mecanică şi duritatea fiindmai ridicate decât ale componentului de bază (solventului) din aliaj, aşa cum sepoate observa în figura 3.27 (figura 3.27 prezintă variaţia unei caracteristici derezistenţă mecanică - rezistenţa la tracţiune Rm - şi unei caracteristici deplasticitate - alungirea procentuală după rupere A - în funcţie de compoziţiachimică, pentru aliajele unui sistem binar având componentele complet solubile înstare solidă); proprietăţile mecanice ale soluţiilor solide de substituţie depind şi detipul structurii lor cristaline, în acelaşi mod ca în cazul metalelor pure;

* soluţiile solide interstiţiale au proprietăţi mecanice asemănătoare cu alesoluţiilor solide de substituţie, aceste proprietăţi depinzând de tipul structuriicristaline a componentului de bază (solventului metalic) în acelaşi mod ca în cazulmetalelor pure şi de natura şi cantitatea componentului dizolvat interstiţial, careproduce deformarea (distorsionarea) structurii cristaline a componentului de bazăşi determină creştera rezistenţei mecanice şi durităţii şi micşorarea plasticităţii şitenacităţii soluţiei solide;

* compuşii intermetalici se caracterizează (în general) prin rezistenţămecanică şi duritate ridicate, plasticitate scăzută şi tendinţă accentuată cătrecomportarea fragilă la rupere.

Independent de tipul fazei care le alcătuieşte structura, materialele metalice custructură monofazică au proprietăţile mecanice influenţate şi de dimensiunilecristalelor; pentru orice material metalic cu structură monofazică, creştereadimensiunilor cristalelor care îi alcătuiesc structura (creşterea granulaţiei) determinămicşorarea plasticităţii şi tenacităţii şi accentuarea tendinţei către comportarea fragilă larupere, în timp ce micşorarea dimensiunilor cristalelor (finisarea granulaţiei) conduce lacreşterea rezistenţei mecanice, plasticităţii şi tenacităţii.

B. În cazul materialelor metalice cu structura alcătuită din două saumai multe faze, proprietăţile mecanice depind în principal de proprietăţile


142

fazelor existente în structură şi de raportul cantitativ, forma, modul de distribuţieşi gradul de dispersie al cristalelor acestor faze.

În cazul aliajelor bifazice aparţinând sistemelor binare, pentru estimareavalorilor caracteristicilor care exprimă cantitativ proprietăţile mecanice, sefoloseşte legea lui Kurnacov: “modificarea compoziţiei chimice a aliajelorbifazice aparţinând aceluiaşi sistem binar determină o variaţie liniară acaracteristicilor mecanice ale aliajelor, între valorile corespunzătoarecaracteristicilor celor două faze care le alcătuiesc structura”. Aplicând aceastălege se obţin diagrame de tipul celor prezentate în figura 3.28, cu ajutorul cărorase pot estima (se pot aprecia cu o precizie acceptabilă) caracteristicile mecaniceale oricărui aliaj aparţinând unui sistem binar.

Fig. 3.28. Dependenţele între structură şi proprietăţile mecanice la aliajele binare

Influenţa formei, modului de distribuţie şi gradului de dispersie a fazelor semanifestă mai ales în cazul aliajelor bifazice (multifazice) la care fazele ce alcătuiescstructura au proprietăţi mecanice mult diferite, cum ar fi, de exemplu, cazul aliajelor custructura formată dintr-o fază secundară dură şi fragilă, distribuită într-o matrice (fazăde bază) moale şi tenace (caz corespunzător structurii multor aliaje industriale: oţeluri,aliaje pe bază de Al etc.). Dacă faza secundară este distribuită sub formă de reţea lalimitele (marginile) cristalelor matricei sau este dispersată în matrice sub formă decristale aciculare, aliajele prezintă rezistenţă şi duritate ridicate, dar plasticitatea şitenacitatea lor este scăzută; dacă faza secundară se află însă în structură sub formă decristale globulare fine, uniform distribuite în matricea structurală a aliajului se obţinecea mai favorabilă combinaţie a proprietăţilor mecanice (valori ridicate atât alecaracteristicilor de rezistenţă mecanică şi duritate, cât şi ale caracteristicilor deplasticitate şi tenacitate).


143

Cuvinte cheie

alungire procentuală după rupere, 118benzi de alunecare, 112capacitate de deformare elastică, 118capacitate de deformare plastică, 118caracteristici mecanice, 109ciclu de solicitare, 133ciocan - pendul Charpy, 126coeficient de concentrare a tensiunilor, 124coeficient de gâtuire (stricţiune), 118concentrator de tensiuni, 123criteriu de durabilitate limitată, 135criteriu de limitare a tensiunilor, 135curbă caracteristică convenţională la tracţiune,116curbă de durabilitate la oboseală, 134curbă de fluaj, 130deformare plastică la cald, 122deformare plastică la rece, 122deformare plastică prin alunecare, 111deformaţii, liniare, unghiulare, 108deformaţii specifice, liniare, unghiulare, 108diagramă de recristalizare, 120diagrama încercării la tracţiune, 116direcţii de alunecare, 112duritate, 136duritate Brinell, 136duritate rockwell, 139duritate Vickers, 137ecruisare, 113elasticitate, 109energie de rupere, 127epruvete, 115fluaj, 130fluaj primar (nestabilizat), 130fluaj secundar (stabilizat), 131fluaj terţiar (accelerat), 131forţe interioare (eforturi0, 107grad critic de deformare, 121grad de deformare, 120grad de solicitare, 137

încărcări mecanice (forţe exterioare), 107încercarea la încovoiere prin şoc, 126încercarea la tracţiune, 114încercări mecanice, 108legea lui Hooke, 109legea lui Kurnahov, 142limită de alungire remanentă, 117limită de curgere, aparentă, convenţională, 117limită tehnică de fluaj, 132linii de alunecare, 112modul de elasticitate, longitudinală,transversală, 110oboseală, 133plan de alunecare, 112platicitate, 111poligoniozare, 119proprietăţi mecanice, 108recristalizare primară, 119recristalizare secundară, 121restaurare, 119rezilienţă, 127rezistenţă la oboseală, 134rezistenţă la rupere prin clivaj, 110rezistenţă la tracţiune (la rupere), 117rezistenţă tehnică de durată, 132rezistenţă teoretică, 110rupere, ductilă, fragilă, 122rupere prin fluaj, 130rupere prin oboseală, 133sistem de alunecare, 112solicitare variabilă, 133, 134stare de tensiuni mecanice, 107structură fibroasă, 114temperatură de recristalizare primară, 120temperatură de tranziţie ductil - fragil, 128tensiune mecanică, normală, tangenţială, 108textură de deformare, 114viteză de fluaj, 130


144

Bibliografie

1. Cioclov D., Mecanica ruperii materialelor, Editura Academiei R.S.R.,Bucureşti, 1977.

2. Dieter E.G. jr., Metalurgie mecanică, Traducere din limba engleză, EdituraTehnică, Bucureşti,1970.

3. Flinn A. R., Trojan K. P., Engineering materials and their applications,Houghton Mifflin Company, Dallas Geneva, Illinois, 1986.

4. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, Vol. III,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucuresti, 1983.

5. Geru N., Teoria structurală a proprietăţilor metalelor, Editura Didactică şiPedagogică, Bucuresti, 1980.

6. * * * Manualul inginerului – HÜTTE . Fundamente, Traducere din limbagermană după ediţia a 29-a, Editura Tehnică, Bucureşti, 1995.

7. * * * Mică enciclopedie matematică, Traducere din limba germană,Editura Tehnică, Bucureşti, 1981.

8. Mocanu D.R., Safta V. ( coordonatori), Incercarea materialelor. Incercăridistructive ale metalelor, vol. I, Editura Tehnică, Bucureşti, 1986.

9. Rosenthal D., Asimow R.M., Introdution to properties of materials, VanNostrand Reinhold Company, New York, 1971.

10. Shackelford F. J., Introduction to materials science for engineers,Macmillan Publishing Company, New York, 1991.

11. Rumşiski L.Z., Prelucrarea matematică a datelor experimentale. Indrumar,Traducere din limba rusă, Editura Tehnică, Bucureşti,1974.

12. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering,Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989.


T.3.1. Proprietatea unui material de a se deforma sub acţiunea solicitărilormecanice şi de a reveni la forma iniţială când solicitările îşi încetează acţiunea estedenumită: a) plasticitate; b) elasticitate; c) duritate; d) tenacitate?

T.3.2. Proprietatea unui material de a se deforma sub acţiunea solicitărilormecanice şi de a-şi menţine configuraţia obţinută prin deformare când solicitările şi-auîncetat acţiunea este denumită: a) plasticitate; b) elasticitate; c) duritate; d) tenacitate?

T.3.3. Deformarea plastică a cristalelor reale (cu imperfecţiuni) care


145

alcătuiesc structura pieselor metalice se realizează prin: a) alunecarea unor zoneale cristalelor de-a lungul unor plane cristalografice numite plane de alunecare,sub acţiunea tensiunilor tangenţiale τ, generate de solicitările mecanice aplicate;b) alunecarea unor zone ale cristalelor de-a lungul unor plane cristalograficenumite plane de alunecare, sub acţiunea tensiunilor normale σ, generate desolicitările mecanice aplicate; c) modificarea distanţelor interatomice şischimbarea parametrilor structurii cristaline; d) alunecarea, cu deplasarea relativăsimultană, cu un număr întreg de distanţe interatomice, a tuturor atomilor dinzonele adiacente unuia sau mai multor plane de alunecare?

T.3.4. Care dintre următoarele combinaţii de plane şi direcţiicristalografice corespund unor sisteme de alunecare: a) planul (111) şi direcţia[ 1 01] în cristalele cu structură CFC; b) planul (101) şi direcţia [ 1 11] în cristalelecu structură CVC; c) planul (101) şi direcţia [111] în cristalele cu structură CVC;d) planul (111) şi direcţia [0 1 1] în cristalele cu structură CFC?

T.3.5. Care din următoarele afirmaţii privind deformarea materialelormetalice sunt adevărate: a) în cazul oricărui material metalic deformat elastic estevalabilă legea lui Hooke; b) în cazul oricărui material metalic deformat plasticexistă o dependenţă liniară între tensiunile generate de solicitările mecanice şideformaţiile specifice produse; c) deformarea plastică determină ecruisareamaterialelor metalice; d) materialele metalice deformate plastic la rece capătă ostructură fibroasă?

T.3.6. Care din următoarele afirmaţii privind capacitatea de deformare amaterialelor metalice sunt adevărate: a) capacitatea de deformare elastică a unuimaterial metalic este direct proporţională cu pătratul modulului său de elasticitatelongitudinală şi invers proporţională cu limita sa de curgere; b) capacitatea dedeformare plastică a unui material metalic este direct proporţională cu limita decurgere şi cu alungirea procentuală după rupere; c) capacitatea de deformareplastică a unui material metalic este direct proporţională cu rezistenţa sa latracţiune şi cu modulul său de elasticitate longitudinală; d) capacitatea dedeformare elastică a unui material metalic este direct proporţională cu pătratullimitei sale de curgere şi invers proporţională cu modulul său de elasticitatelongitudinală ?

T.3.7. Gradul critic de deformare plastică a unui material metalicreprezintă: a) gradul de deformare căruia îi corespunde structura de recristalizareprimară cu dimensiunile maxime ale cristalelor şi cu plasticitatea (tenacitatea)minimă; b) gradul de deformare la care se produce fisurarea materialului;c) gradul de deformare la care energia necesară deformării este maximă; d) gradulde deformare la care nu se produce ecruisarea materialului?

T.3.8. Care din următoarele fenomene se pot produce la încălzirea unui


146

material metalic ecruisat prin deformare plastică: a) restaurarea; b) recristalizareaprimară; c) cristalizarea primară; d) recristalizarea secundară?

T.3.9. Deformarea plastică realizată la o temperatură Tdp > Trp estedenumită: a) deformare plastică la rece; b) deformare plastică fără fisurare;c) deformare plastică la cald; d) deformare plastică fără ecruisare?

T.3.10. Care din următoarele relaţii permite estimarea valorii temperaturiide recristalizare primară a materialelor metalice: a) Trp ≅ 0,4Ts; b) Trp ≅ 0,4ts;c) trp ≅ 0,4ts – 163,8 oC; d) Trp ≅ 0,1Ts?

T.3.11. Care din următoarele caracteristici corespund ruperilor fragile alematerialelor metalice: a) se produc prin clivaj (smulgere); b) au aspect fibros; c) suntprecedate de deformaţii plastice apreciabile; d) se produc cu viteze foarte mari?

T.3.12. Care din următoarele caracteristici corespund ruperilor ductile (tenace)ale materialelor metalice: a) se produc prin forfecare; b) au aspect fibros; c) suntprecedate de deformaţii plastice apreciabile; d) au, de obicei, propagare transcristalină?

T.3.13. Care din următorii factori influenţează comportarea la rupere amaterialelor metalice solicitate mecanic: a) prezenţa concentratorilor de tensiuni;b) viteza de solicitare; c) temperatura materialului supus solicitării mecanice;d) tipul structurii cristaline a materialului?

T.3.14. Care din următoarele afirmaţii privind comportarea la rupere amaterialelor metalice sunt adevărate: a) comportarea ductilă sau fragilă la rupereeste o caracteristică intrinsecă a oricărui material metalic; b) un material metalicaflat la o temperatură t < ttr va avea comportare fragilă la rupere; c) rupereafragilă a materialelor metalice se produce lent (stabil) şi este precedată dedeformaţii plastice apreciabile; d) prezenţa concentratorilor de tensiuni asigură ocomportare ductilă la rupere a materialelor metalice?

T.3.15. Care dintre următoarele prescripţii asigură evitarea apariţieifenomenului de rupere fragilă la o piesă metalică solicitată mecanic: a) piesa va fiprevăzută cu crestături pe suprafaţa exterioară; b) forţele exterioare, carealcătuiesc sistemul de solicitare mecanică a piesei, vor fi aplicate lent; c) piesa vafi realizată dintr-un material monofazic, cu structură cristalină de tip CFC;d) piesa va fi realizată dintr-un material cu temperatura de tranziţie ductil – fragilmai mare decât temperatura minimă pe care aceasta o are în timpul solicitării?

T.3.16. Care din următoarele afirmaţii privind fluajul materialelor metalicesunt adevărate: a) în etapa fluajului secundar viteza de fluaj este constantă;b) procesele care se desfăşoară în etapa fluajului secundar sunt localizate îninteriorul cristalelor care alcătuiesc structura materialelor; c) fenomenul de fluajare intensitate mare în cazul materialelor metalice solicitate mecanic latemperaturi t > trp; d) în etapa fluajului terţiar viteza de fluaj scade continuu ?

T.3.17. Un material metalic are, la T = 673 K, următoarele caracteristici de


147

comportare la fluaj: 150673100000/1 =KR N/mm2; 200673

100000/ =KrR N/mm2. Care din

următoarele afirmaţii privind semnificaţia acestor caracteristici sunt corecte:a) la T = 673 K, solicitarea de tracţiune monoaxială cu tensiunea σ = 150 N/mm2

produce ruperea prin fluaj după 100000 ore; b) la T = 673 K, solicitarea detracţiune monoaxială cu tensiunea σ = 200 N/mm2 produce ruperea prin fluajdupă 100000 ore; c) la T = 673 K, solicitarea de tracţiune monoaxială cutensiunea σ = 150 N/mm2, o durată de 100000 ore, produce o deformaţiespecifică prin fluaj ε = 0,001; d) la T = 673 K, solicitarea de tracţiunemonoaxială cu tensiunea σ = 150 N/mm2, o durată de 100000 ore, produce odeformaţie specifică prin fluaj ε = 1 % ?

T.3.18. Care din următoarele afirmaţii privind oboseala materialelor metalicesunt adevărate: a) pentru orice material metalic există o rezistenţă la oboseală σO;b) suprafaţa de rupere prin oboseală a unei piese metalice este netedă şi lucioasă;c) procesul de degradare prin oboseală a unui material metalic prezintă trei stadii:iniţierea unei fisuri, propagarea lentă a fisurii şi ruperea bruscă; d) ciclurile desolicitare variabilă caracterizate prin R ≤ 0 se numesc cicluri ondulante?

T.3.19. Proprietatea unui material metalic de a opune rezistenţă lapătrunderea în stratul său superficial a unui penetrator este denumită:a) plasticitate; b) elasticitate; c) duritate; d) tenacitate?

T.3.20. Care din următoarele afirmaţii privind determinarea durităţiiVickers a materialelor metalice sunt adevărate: a) la determinarea durităţii sefoloseşte un penetrator sferic din diamant; b) la determinarea durităţii se foloseşteun penetrator din diamant, de forma unei piramide pătrate drepte; c) duritateaVickers se defineşte ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi ariasuprafeţei urmei lăsate de acesta pe materialul metalic; d) duritatea Vickers sedefineşte ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi diagonala urmeilăsate de acesta pe materialul metalic?

T.3.21. Care din următoarele afirmaţii privind determinarea durităţiiBrinell a materialelor metalice sunt adevărate: a) la determinarea durităţii sefoloseşte un penetrator sferic din diamant; b) la determinarea durităţii se foloseşteun penetrator sferic din oţel sau din carburi metalice; c) duritatea Brinell sedefineşte ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi diametrul urmeilăsate de acesta pe materialul metalic; d) duritatea Brinell se defineşte ca fiindraportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi aria suprafeţei urmei lăsate de acestape materialul metalic?

T.3.22. Dacă la determinarea durităţii Vickers a unui material metalic s-aaplicat, timp de 15 secunde, o forţă cu intensitatea de 30 kgf şi valoarea durităţii a fost450, care este modul corect de indicare a durităţii: a) 450 HV 30/15; b) 450 HV;c) 450 HV 30; d) 450 HV 15/30?


148

T.3.23. Dacă la determinarea durităţii Brinell a unui material metalic s-autilizat gradul de solicitare ks = 30, folosind un penetrator sferic din carburimetalice, pe care s-a aplicat, timp de 15 secunde, o forţă cu intensitatea de 750 kgf,iar valoarea durităţii a fost 450, care este modul corect de indicare a durităţii:a) 450 HBS 5/750/15; b) 450 HBW 5/750/15; c) 450 HBW 10/750/15;d) 450 HBW 10/3000/15?

T.3.24. Duritatea Rockwel a materialului metalic din care esteconfecţionată o piesă este 35 HRC. Ce tip de penetrator s-a utilizat ladeterminarea durităţii: a) penetrator conic din oţel; b) penetrator sferic din carburimetalice; c) penetrator conic din diamant; d) penetrator sferic din oţel?

T.3.25. Care din următoarele afirmaţii privind dependenţele între structuraşi proprietăţile mecanice ale materialelor metalice sunt adevărate: a) soluţiilesolide de substituţie au rezistenţa mecanică şi duritatea mai mari decât celecorespunzătoare componentului de bază (solventului); b) compuşii intermetalici secaracterizează, în general, prin duritate scăzută şi plasticitate ridicată; c) în cazulmaterialelor metalice cu structură monofazică, finisarea granulaţiei determinăcreşterea plasticităţii şi tenacităţii; d) metalele cu structură cristalină CFC au celemai bune caracteristici de plasticitate şi tenacitate?

Aplicaţii

A.3.1. Un cristal perfect de Feα este deformat elastic prin generarea unortensiuni mecanice de întindere, cu intensitatea σ = 80 N/mm2, în lungul unei direcţii<111> şi distanţa interatomică pe această direcţie devine dat = 0,24863 nm. Să secalculeze valoarea modulului de elasticitate (Young) al Feα pe direcţiile <111>, ştiindcă în absenţa tensiunilor mecanice parametrul dimensional al structurii cristaline detip CVC a Feα este a1 = 0,287 nm.

RezolvareIn cristalul cu structura de tip CVC, atomii (ionii pozitivi), de forma unor

sfere rigide, sunt tangenţi în lungul direcţiilor corespunzătoare diagonalelorcelulei elementare cubice, aparţinând familiei <111>. Ca urmare, în absenţatensiunilor mecanice, distanţa interatomică în lungul direcţiilor <111> din cristalul

perfect de Feα este: 24855,022

3287,02

30 ==== a

atFea rd nm. Deoarece

cristalul de Feα a fost deformat elastic la întindere, între tensiunea mecanicăaplicată σ şi deformaţia specifică produsă pe direcţia <111> ε există dependenţadată de legea lui Hooke: σ = E<111>ε, E<111> fiind modulul de elasticitate


149

longitudunală corespunzător direcţiei <111> pe care s-a făcut deformarea. Pornindde la definiţia dată în scap. 3.2, deformaţia specifică ε se poate determina cu

relaţia: 000322,024855,024855,024863,0

00 === −−

adadatdε , iar modulul de elasticitate

E<111> are valoarea: 5111 1048,2

000322,080 ⋅===>< ε

σE N/mm2.

A.3.2. La încercarea la tracţiune a unui material metalic, având modulul deelasticitate longitudinală E = 2⋅105 N/mm2, s-a utilizat o epruvetă rotundă cudiametrul (în porţiunea calibrată) d0 = 10 mm şi distanţa (lungimea) iniţială întrerepere L0 = 100 mm. La aplicarea forţei F = 7850 N, distanţa între repereleepruvetei a fost L = 100,05 mm, iar diametrul epruvetei (în porţiunea calibrată)s-a micşorat cu ∆d = 1,5 µm. Să se determine valorile deformaţiilor specifice alematerialului epruvetei pe direcţia aplicării forţei de tracţiune şi transversal laaceastă direcţie.

RezolvareLa aplicarea forţei de tracţiune cu intensitatea F = 7850 N se generează în

materialul epruvetei tensiuni normale, orientate în direcţia de aplicare a forţei, cuintensitatea

0SF=σ , S0 fiind aria secţiunii transversale iniţiale a porţiunii calibrate

a epruvetei, 5,78410

422

00 ≅== ππdS mm2; ca urmare, 100

5,787850 ==σ N/mm2.

Deformaţia specifică a materialului epruvetei pe direcţia aplicării forţei de

tracţiune este 0005,0100

10005,1000

0 === −−L

LLε . Deoarece Eε = 2⋅105⋅0,0005 =

100 N/mm2 = σ, rezultă că epruveta este deformată elastic.Diametrul epruvetei (în porţiunea calibrată) la aplicarea forţei de tracţiune

F a devenit 9985,90015,0100 =−=∆−= ddd mm. Ca urmare, deformaţiaspecifică a materialului epruvetei pe direcţia transversală direcţiei de solicitare la

tracţiune este: 00015,010

109985,90

0 −=== −−d

ddtε .

Observaţie. Raportul, cu semn schimbat, între deformaţiile specifice alematerialului pe direcţia transversală direcţiei de solicitare la tracţiune şi pe direcţiaaplicării forţei de tracţiune este denumit coeficient de contracţie transversală

(Poisson) εεµ t−= ; în cazul aplicaţiei, coeficientul de contracţie transversală al

materialului epruvetei este 3,00005,000015,0 =−= −µ .

A.3.3. O sârmă cilindrică confecţionată din Feα este supusă la tracţiunemonoaxială, aplicând o forţă, de intensitate monoton crescătoare, pe direcţia axei


150

longitudinale a acesteia. Direcţia forţei de tracţiune F este orientată în raport custructura cristalină a cinci cristale adiacente ale materialului barei, astfel încâtunghiurile α, β, şi γ, dintre această direcţie şi axele ortogonale Ox, Oy şi Oz, careformează sistemul de reprezentare al celulelor elementare corespunzătoarestructurii fiecărui cristal, au măsurile precizate în tabelul 3.1. Să se stabilească încare dintre cele cinci cristale se iniţiază procesul de deformare plastică al barei.

Tabelul 3.1. Orientarea cristalelor în raport cu direcţia forţei detracţiune monoaxială la deformarea unei sârme din Feα

Cristalul α β γ cosα cosβ cosγ1 88015′ 8009′ 100 0,03054 0,17107 0,984812 71016′ 83015′ 200 0,32116 0,11754 0,939693 64021′ 75030′ 300 0,43287 0,25038 0,866034 60035′ 65030′ 400 0,49116 0,41469 0,766045 600 600 450 0,50000 0,50000 0,70711

RezolvareAşa cum s-a arătat în scap.3.3, deformarea plastică a cristalelor care

alcătuiesc structura cristalină a unui material metalic se realizează prin deplasareadislocaţiilor în planele de alunecare (planele cristalografice cu densitatea atomicămaximă), pe direcţiile preferenţiale de alunecare (direcţiile cu densitatea atomicămaximă), sub acţiunea tensiunilor tangenţiale τ, produse de solicitările mecaniceaplicate asupra meterialului. Rezultă astfel că, în cazul unui material metalicpolicristalin, procesul de deformare plastică se iniţiază în cristalul în caretensiunea tangenţială τ ce corespunde unui sistem de alunecare al cristalului(adică, este realizată pe o direcţie preferenţială de alunecare aparţinând unui plande alunecare) are intensitatea maximă. Pentru a stabili relaţia de calcul aintensităţii tensiunilor tangenţiale τ, corespunzătoare unui sistem de alunecare alunui cristal, se utilizează schema din figura 3.29, în care sârma cilindrică (cu ariasecţiunii trensversale S0) se consideră alcătuită dintr-un singur cristal ce conţineun sistem de alunecare a cărei orintare în raport cu direcţia forţei de tracţiune Feste caracterizată prin măsurile unghiurilor Φ (dintre direcţia forţei F şi normala laplanul de alunecare PA) şi λ (dintre direcţia forţei F şi direcţia preferenţială dealunecare DA ∈ PA). In aceste circumstanţe, aria planului de alunecare este

ΦcosS

PAS 0= , componenta sarcinii axiale, care acţionează în planul de alunecarepe direcţia preferenţială de alunecare, are intensitatea FDA = Fcosλ şi, ca urmare,tensiuniea tangenţială τ are intensitatea dată de relaţia (legea lui Schmid):

ΦcoscosSF

S

F

PA

DA λ==τ0

. (3.22)


151

Deoarece 0S

F = ct., rezultă că procesul de deformare plastică al

materialului sârmei începe în cristalul caracterizat prin cea mai mare valoare aprodusului pu = cosλcosΦ.

Pentru a determina măsurile unghiurilor λ şi Φ, ce caracterizează orientareasistemelor de alunecare ale cristalelor care intră în alcătuire sârmei din Feα (custructură cristalină de tip CVC), se utilizează schema din figura 3.30 şi se apeleazăla noţiunile cunoscute din liceu privind vectorii şi operaţiile cu vectori; astfel:

Fig. 3.29. Schema pentru demonstrarealegii lui Schmid

Fig. 3.30. Orientarea cristalelor cu structurăcubică ale unei sârme din Fe în raport cu

sistemul de solicitare la tracţiune al acesteia

• sistemul triortogonal în care s-a reprezentat celula elementară CFC aunui cristal de Feα, are axele Ox, Oy, Oz definite de versorii (vectorii unitariorintaţi în direcţia pozitivă a fiecărei axe), x , y , z ;

• o direcţie cu indicii [hkl] este definită de vectorul unitar:

[ ] [ ]zlykxhdlkh

hkl ++++

=222

1 ; (3.23)

• normala la planul cu indicii Miller (hkl) este definită de vectorul unitar:

[ ] [ ]zlykxhnlkh

hkl ++++

=222

1 ; (3.24)

• direcţia de aplicare a forţei de tracţiune F este definită de vectorulunitar: Fd = cosα x +cosβ y +cosγ z ;

• cosinusul unghiului dintre două direcţii definite de vectorii unitari 1v şi

2v are valoarea egală cu produsul scalar 1v ⋅ 2v .


152

Sistemele de alunecare corespunzătoare structurii CVC a Feα sunt (aşacum s-a arătat în scap. 3.3) cele prezentate în tabelul 3.2.

Valorile maxime ale produselor pu = cosλcosΦ corespunzătoare sistemelorde alunecare ale celor 5 cristale din structura sârmei sunt redate în tabelul 3.3.

Tabelul 3.2. Sistemele de alunecare ale structurilor cristaline CVCPlanul dealunecare )(hkln Direcţia de

alunecare [ ]hkld

[ 1 11] [ ]111d = 31 (− x + y + z )

(110) )110(n = )(21

yx +[1 1 1] [ ]111d =

31 ( x − y + z )

[111][ ]111d =

31 ( x + y + z )

( 1 10) )011(n = )(21

yx +−[11 1 ] [ ]111d =

31 ( x + y − z )

[ 1 11] [ ]111d = 31 (− x + y + z )

(101) )101(n = )(21

zx +[11 1 ] [ ]111d =

31 ( x + y − z )

[1 1 1] [ ]111d = 31 ( x − y + z )

( 1 01) )011(n = )(21

zx +−[111] [ ]111d =

31 ( x + y + z )

[11 1 ] [ ]111d = 31 ( x + y − z )

(001) )011(n = )(21

zy +[1 1 1] [ ]111d =

31 ( x − y + z )

[111][ ]111d =

31 ( x + y + z )

(0 1 1) )110(n = )(21

zy +−[ 1 11] [ ]111d =

31 (− x + y + z )

Tabelul 3.3. Valorile maxime ale pu = cosλcosΦ la cinci cristale adiacente din structura uneisârme din Fe solicitată la tracţiune (aplicaţia A.3.3)

Nr.cristal

Planul dealunecare

cosΦ= )(hklF nd ⋅ Direcţia dealunecare

cosλ= ][hklF dd ⋅ pu=cosλcosΦ

1 (101) 0,71796 [ 1 11] 0,64972 0,46647

2 (011) 0,74757 [1 1 1] 0,66009 0,49346

3 (011) 0,78942 [1 1 1] 0,60536 0,477884 (011) 0,83490 [1 1 1] 0,48642 0,40611

5 (011) 0,85356 [1 1 1] 0,40825 0,34847


153

Pe baza rezultatelor prezentate în tabelul 3.3, se poate aprecia că (în zonadefinită de cele cinci cristale adiacente considerate în aplicaţie) procesul dedeformare plastică al sârmei din Feα este iniţiat în cristalul 2, prin deplasareadislocaţiilor în sistemul de alunecare alcătuit din planul (011) şi direcţia [1 1 1].

A.3.4. La încercarea la tracţiune a unui material metalic s-a utilizat oepruvetă rotundă cu diametrul (în porţiune calibrată) d0 = 10 mm şi distanţa(lungimea) iniţială între repere L0 = 100 mm şi s-au înregistrat următoarele date: laaplicarea forţei F1 = 7850 N, distanţa între repere a fost L1 = 100,05 mm şi epruvetaa prezentat numai deformaţii elastice; la aplicarea forţei F2 = 15700 N, distanţaîntre repere a fost L2 = 100,35 mm; forţa maximă suportată de epruvetă înainte derupere a fost Fmax = 31400 N. Să se stabilească dacă tensiunea corespunzătoareforţei F2 este mai mare decât limita de curgere Rp0,2 a materialului supus încercăriişi să se determine rezistenţa la tracţiune Rm a acestui material.

RezolvareAria secţiunii transversale în porţiunea calibrată a epruvetei utilizate la

încercare a fost 5,784210

4

20

0 === ⋅ππdS mm2. Tensiunile mecanice de întindere σ1,σ2 şi deformaţiile specifice ε1, ε2, corespunzătoare încărcării epruvetei cu forţele

F1, F2, au avut mărimile: 1005,78

785001

1 === SFο N/mm2;

57815700

02

2 ,SF ==σ =

200= N/mm2; 0005,0100

10005,1000

0101

1 ==== −∆ −L

LLLLε ; ===ε −∆

002

02

2 LLL

LL

00350100

10035100 ,, == − . Deoarece la aplicarea forţei de tracţiune F1 materialul

epruvetei s-a comportat elastic, este respectată legea lui Hooke 11 εσ E= şi sepoate determina valoarea modulului de elasticitate longitudinală al materialului

511 102

0005,0100 ⋅=== ε

σE N/mm2. Deformaţia specifică de natură elastică

corespunzătoare aplicării forţei de tracţiune F2 a avut valoarea Eel2

2σ=ε =

5102

200

⋅=

= 0,001 < ε2 şi, deci, sub acţiunea forţei F2 materialul epruvetei s-a deformatelasto-plastic, valoarea deformaţiei specifice de natură plastică (remanentă) fiind

0025,0001,00035,0222 =−=−= ep εεε > 0,002 (sau 0,2 %); rezultă astfel căsolicitarea epruvetei cu forţa de tracţiune F2 corespunde unei solicitări care producetensiuni mecanice deasupra limitei de curgere Rp0,2 a materialului (σ2 > Rp0,2).

Rezistenţa la tracţiune a materialului epruvetei încercate este400

5,7831400

0max === S

FmR N/mm2.


154

A.3.5. Prin încercarea la tracţiune a unui material metalic, folosind oepruvetă rotundă, cu d0 = 10 mm şi L0 = 100 mm, s-au obţinut următoarelecaracteristici mecanice: E = 2⋅105 N/mm2; Rp0,2 = 250 N/mm2; Rm = 450 N/mm2 şiA = 20 %. a) Să se stabilească intensitatea forţei maxime suportate de epruvetăînainte de rupere Fmax şi distanţa (lungimea) ultimă între reperele epruvetei Lu.b) Să se compare elasticitatea materialului încercat cu elasticitatea unui altmaterial metalic, având E = 1,5⋅105 N/mm2 şi Rp0,2 = 300 N/mm2.

Rezolvarea) Aria secţiunii transversale în porţiunea calibrată a epruvetei utilizate la

încercare a fost 5,78410

422

00 === ⋅ππdS mm2. Aplicând relaţiile de definire a

caracteristicilor Rm şi A, prezentate în scap. 3.3, rezultă: 0SRF mmax = =35325578450 =⋅= , N şi 120)1(100)1( 100

201000 =+=+= A

u LL mm.b) Pentru aprecierea capacităţii de deformare elastică a materialului pentru

care s-a făcut încercarea la tracţiune se calculează valoarea energiei Ue, cu relaţia

dată în scap. 3.3: 15625,052

22,0

1022250

2 ===⋅⋅E

RpeU N/mm2 = 1,5625⋅10-4 J/mm3.

Procedând în acelaşi mod pentru materialul cu care se face comparaţia, rezultă:4

52' 100,3105,12

300 −⋅==⋅⋅eU J/mm3 şi, deoarece Ue < '

eU , se poate aprecia că

materialul pentru care s-a făcut încercarea la tracţiune are elasticitatea mai micădecât materialul cu care se face comparaţia.

A.3.6. Un metal A are tsA = 700oC, EA = 5⋅104 N/mm2 şi ReA = 200 N/mm2,iar un metal B are tsB = 900oC, EB = 105 N/mm2 şi ReB = 400 N/mm2. a) Să sedetermine care dintre cele două metale are capacitatea de deformare elastică(elasticitatea) mai mare. b) Să se precizeze care dintre cele două metale seecruisează prin deformare plastică la temperatura tdp = 420oC.

Rezolvarea) Pentru aprecierea capacităţii de deformare elastică a celor două metale se

calculează valorile energiei Ue (pe care o absoarbe fiecare dintre materiale ladeformarea elastică până la curgere şi care este eliberată când solicitările mecanicecare au produs deformarea îşi încetează acţiunea), cu relaţia dată în scap.

3.3: ERe

eU 22

= . Rezultă: 44

2 1041052

200 −⋅==⋅⋅eAU J/mm3, 4

52 108

102400 −⋅==⋅eBU J/mm3

şi, deoarece UeB > UeA, se poate aprecia a metalul B are capacitatea de deformareelastică mai mare decât metalul A.

b) In scap. 3.4 s-a arătat că deformarea plastică cu ecruisare se produce dacătemperatura la care se realizeză deformarea respectă condiţia Tdp < Trp ≅ 0,4Ts(deformare plastică la rece). In conformitate cu datele din enunţul aplicaţiei,


155

tdp = 420 oC, adică Tdp = 420 + 273 = 693 K, iar temperaturile de recristalizare primarăale metalelor sunt: TrpA = 0,4TsA = 0,4(tsA + 273) = 0,4(700 + 273) ≅ 389 K < Tdp şiTrpB = 0,4TsB = 0,4(tsB + 273) = 0,4(900 + 273) ≅ 469 K < Tdp. Rezultă astfel că, latdp = 420 oC, ambele metale considerate în aplicaţie sunt deformate plastic la cald(fără ecruisare).

A.3.7. Un material metalic se deformează plastic fără ecruisare latemperaturi mai mari ca 500 oC, în timp ce deformarea plastică la temperaturi maimici ca 500oC produce ecruisarea acestuia. Să se stabilească valoriletemperaturilor trp şi ts ale acestui material.

Răspuns: trp = 500oC şi ts ≅ 1660oCA.3.8. La încercarea la tracţiune a unui aliaj pe bază de aluminiu

(duraluminiu) s-a utilizat o epruvetă rotundă cu diametrul (în porţiunea calibrată)d0 = 10 mm şi distanţa (lungimea) între repere L0 = 50 mm şi s-au înregistratdatele prezentate în tabelul 3.4. Să se construiască diagrama încercării la tracţiune(DIT) şi curba caracteristică convenţională la tracţiune (CCCT) pentru materialulsupus încecării şi să se determine valorile următoarelor caracteristici mecanice aleacestui material: modulul de elasticitate E, limita de curgere convenţională Rp0,2,limita de extensie convenţională Rt0,5, rezistenţa la tracţiune Rm şi alungireaprocentuală după rupere A.

Tabelul 3.4. Rezultatele încercării la tracţiune a epruvetei din duraluminiuNr.det.

Forţa detracţiune F,

N

Distanţa dintrerepere L,

mm

Nr.det.

Forţa detracţiune F,

N

Distanţa dintrerepere L,

mm1 0 50,0000 12 22000 50,30002 2000 50,0180 13 24000 50,45003 4000 50,0350 14 26000 50,70004 6000 50,0525 15 28000 50,85005 8000 50,0700 16 29750 51,20006 10000 50,0880 17 31250 51,70007 12000 50,1055 18 32600 52,50008 14000 50,1230 19 33950 53,60009 16000 50,1405 20 34500 * 55,100010 18000 50,1580 21 34375 57,500011 20000 50,1755 22 33150 60,0000 **

*F = Fmax ; ** L = Lu (măsurată după ruperea epruvetei)RezolvareDatele înregistrate în tabelul 3.4 la efectuarea încercării la tracţiune se pot

utiliza direct pentru construirea curbei (reprezentate în fig. 3.31) F = g(∆L),∆L = L − L0, numită diagrama încercării la tracţiune (DIT).


156

Fig. 3.31. DIT, CCCT şi CCRT pentru epruveta din duraluminiu

Datele din tabelul 3.4 se prelucrează astfel încât, pentru fiecare pereche devalori (F, ∆L) înregistrată în timpul efectuării încercării, să se stabilească perechea

de valori (σ, ε), cu 0S

F=σ şi 1000LL∆=ε , S0 fiind aria secţiunii transversale

iniţiale a epruvetei (în secţiunea calibrată), 5,78410

422

00 === ⋅ππdS mm2.

Rezultatele obţinute în acest mod sunt redate în tabelul 3.5 şi au stat la bazaconstruirii curbei σ = f(ε), numită curba caracteristică convenţională la tracţiune(CCCT); aşa cum se poate observa examinând figura 3.31, dacă se alegconvenabil scările de reprezentare ale mărimilor de pe axele de coordonate, CCCTşi DIT coincid.

CCCT evidenţiază faptul că, pentru tensiuni σ < 254,78 Ν/mm2

dependenţa σ = f(ε) este liniară şi respectă legea lui Hooke, σ = Eε (materialulepruvetei suferă numai deformaţii elastice). Pornind de la această observaţie,rezultă că, pentru determinarea valorii modulului de elasticitate longitudinală

(Young) E se poate utiliza relaţia εσ=E , cu perechea de valori (σ, ε)

corespunzătoare oricărui punct din zona de comportare elastică a materialului


157

epruvetei încercate. Pentru a diminua efectele produse de erorile de măsurare amărimilor care stau la baza calculării coordonatelor (σ, ε) ale punctelor dinporţiunea liniară a CCCT, se recomandă a se determina o valoare medie a

caracteristicii E, folosind relaţia: ∑=

=N

i i

iN

E1

1ε

σ, ( ii ,εσ ), i = 1…N, fiind

coordonatele punctelor obţinute experimental pentru porţiunea liniară a CCCT;rezultă astfel că valoarea cea mai probabilă a modulului de elasticitatelongitudinală al materialului epruvetei încercate este:

00281,082,203

00246,034,178

00211,087,152

00176,039,127

00140,091,101

00105,043,76

00070,096,50

00036,048,25

101 ( +++++++=E

72417)00351,0

78,25400316,0

30,229 =++ N/mm2.

Tabelul 3.5. Tensiunile mecanice şi deformaţiile specifice procentuale înregistrateîn cursul încercării la tracţiune a epruvetei din duraluminiu

Nr.det

σ,N/mm2

ε,%

σ*,N/mm2

ε*,%

Nr.det

σ,N/mm2

ε,%

σ*,N/mm2

ε*,%

0 0 0 0 0 11 280,25 0,600 281,94 0,59821 25,48 0,036 25,49 0,0360 12 305,73 0,900 308,48 0,89602 50,96 0,070 50,99 0,0700 13 331,21 1,400 335,85 1,39033 76,43 0,105 76,51 0,1049 14 356,69 1,700 362,75 1,68574 101,91 0,140 102,05 0,1399 15 378,98 2,400 388,08 2,37175 127,39 0,176 127,61 0,1758 16 398,09 3,400 411,62 3,34356 152,87 0,211 153,19 0,2108 17 415,29 5,000 436,05 4,87907 178,34 0,246 178,78 0,2457 18 432,48 7,200 463,62 6,95268 203,82 0,281 204,39 0,2806 19 439,49 10,20 484,32 9,71279 229,30 0,316 230,02 0,3155 20 437,90 15,00 503,58 13,976210 254,78 0,351 255,67 0,3504 21 422,29 20,00 506,75 18,2322

Observaţie. Conform dezvoltărilor din statistica matematică, dacă la oîncercare experimentală se înregistrează N perechi de valori ale mărimilor x şi y,notate (xi, yi), i = 1…N, iar reprezentarea grafică a punctelor având coordonatele(xi, yi), i = 1…N sugerază o dependenţă liniară între mărimile x şi y, atuncicoeficienţii a0 şi a1 ai ecuaţiei y = a1x + a0, care reprezintă (analitic) cu cea maimare fidelitate (probabilitate) această dependenţă, se obţin, folosind metoda celormai mici pătrate (Gauss), prin rezolvarea următorului sistem de ecuaţii liniare:

∑∑==

=+N

ii

N

ii yxaNa

1110 ; ∑∑∑

====+

N

iii

N

ii

N

ii yxxaxa

11

21

10 ;


158

soluţiile acestui sistem sunt:

;)(

1 1

22

1 1 1 1

2

0

∑ ∑

∑ ∑ ∑ ∑

= =

= = = =

−

−= N

i

N

iii

N

i

N

i

N

i

N

iiiiii

xxN

yxxxya .

)(1 1

22

1 1 11

∑ ∑

∑ ∑ ∑

= =

= = =

−

−= N

i

N

iii

N

i

N

i

N

iiiii

xxN

yxyxNa (3.25)

La determinarea valorii modulului de elasticitate longitudinală E, soluţiile(3.25) se pot utiliza în două moduri:

* se consideră că dependenţa dintre mărimea εσ=y şi oricare din

variabilele x = ε sau x = σ este de forma y = a0 = ct.; ca urmare, ecuaţia de regresie

are a1 = 0, ∑ ∑ ∑= = =

=N

i

N

i

N

iiiii yxyxN

1 1 1, expresia lui a0 devine:

N

yEa

N

ii∑

=== 10 (adică,

valoarea cea mai probabilă a modulului de elasticitate longitudinală este media

aritmetică a valorilor ,yi

ii ε

σ= N...i 1= determinate folosind rapoartele

coordonatelor obţinute experimental pentru punctele situate în porţiunea liniară aCCCT) şi rezultă (aşa cum s-a arătat anterior) valoarea E = 72417 N/mm2;

* se consideră că dependenţa dintre mărimea y = σ şi variabila x = ε este(conform legii lui Hooke) de forma y = a1x; ca urmare, ecuaţia de regresie

are a0 = 0, ∑ ∑ ∑ ∑= = = =

=N

i

N

i

N

i

N

iiiiii yxxxy

1 1 1 1

2 , expresia lui a1 devine: ∑

∑

=

=== N

ii

N

ii

x

yEa

1

11 şi

rezultă valoarea E = 72530 N/mm2.

Limita de curgere convenţională Rp0,2 a materialului epruvetei încercatereprezintă (aşa cum s-a precizat în scap. 3.4) tensiunea la care deformaţiaspecifică de natură plastică atinge valoarea εp = 0,2 % (εp = 0,002). Folosinddatele din tabelul 3.5, rezultă:

* la tensiunea σ10 = 254,78 N/mm2, deformaţia specifică totală a fostε10 = ε10e + ε10p = 0,00351 (0,351 %), componenta elastică a acestei deformaţii

fiind 00351072417

782541010 ,,

Ee ≅==εσ

(0,351 %), iar componenta de natură plastică

având valoarea ε10p = ε10 – ε10e = 0 (materialul epruvetei a suferit numaideformaţii elastice);

* la tensiunea σ11 = 280,25 N/mm2, deformaţia specifică totală a fost


159

ε11 = ε11e + ε11p = 0,00600 (0,600 %), componenta elastică a acestei deformaţii

fiind 00387,072417

25,2801111 ≅==

Eeσε (0,387 %), iar componenta de natură plastică

având valoarea ε10p = ε10 – ε10e = 0,00600 – 0,00387 = 0,00213 (0,213 % > 0,2 %),ceea ce arată că σ11 > Rp0,2 (materialul epruvetei a suferit deformaţii elasto – plastice).

Aceste rezultate sugerează posibilitatea obţinerii valorii tensiunii σ ≡ Rp0,2prin interpolare liniară, folosind schema prezentată în figura 3.32, astfel:

≅−+=−+= )78,25425,280(78,254)(213,0200,0

101110

102,0 σσσε

ε

p

ppR 278,7 N/mm2.

Fig.3.32. Schema de interpolare pentru stabilirea valorilor caracteristicilor Rp0,2 şi Rt0,5

Limita de extensie convenţională Rt0,5 a materialului epruvetei încercatereprezintă (aşa cum s-a precizat în scap. 3.4) tensiunea la care deformaţiaspecifică totală (ε = εe + εp) atinge valoarea ε = 0,5 % (ε = 0,005). Folosind dateledin tabelul 3.5, rezultă:

* la tensiunea σ10 = 254,78 N/mm2, deformaţia specifică totală a fostε10 = ε10e + ε10p = 0,00351 (0,351 % < 0,5 %);

* la tensiunea σ11 = 280,25 N/mm2, deformaţia specifică totală a fostε11 = ε11e + ε11p = 0,00600 (0,600 % > 0,5 %).

Aceste rezultate sugerează posibilitatea obţinerii valorii tensiunii 50,tR≡σprin interpolare liniară, pe baza schemei din figura 3.32, astfel:

−−−

ε

ε

εε

εε

εε −=σ−σ

−−

−σ= 7825435106000

3510600035105000

7825435105000 ()( 1110

10

11

1011

1010

1050 ,

,,

,,,,

,,,

,tR

280,25) ≅ 270,0 N/mm2.


160

Conform definiţiei date în scap. 3.4, rezistenţa la tracţiune a materialului

epruvetei este: 5,4395,78

34500

0

max ===S

FmR N/mm2, iar alungirea procentuală după

rupere are valoarea: 2010010050

5060

0

0 ==−= −

L

LLuA %.

Observaţie. La rezolvarea aplicaţiei s-a considerat că deformaţiile(alungirile) specifice ale materialului epruvetei încercate la tracţiune sunt definiteconvenţional, cu relaţia (obţinută prin particularizarea primei relaţii din grupul

(3.2)): 100

0 −=−

=LL

L

LLε . De asemenea, tensiunile de întindere la care este supus

materialul epruvetei încercate au fost definite convenţional, cu relaţia: 0S

F=σ , S0

fiind aria secţiunii transversale iniţiale a epruvetei (în porţiunea calibrată). Acesterelaţii sunt convenabile pentru descrierea fenomenelor de solicitare – deformaredin faza iniţială a încercării, când materialul epruvetei este solicitat în domeniulelastic, deformaţiile axiale sunt mici şi aria secţiunii transversale a epruveteisupuse la întindere se modifică puţin.

Pentru a facilita înţelegerea fenomenelor de solicitare – deformare în fazasolicitării elasto – plastice a materialului epruvetei, se pot utiliza următoarelemărimi (Ludwik):

* deformaţia specifică reală εεεε*, definită (ţinând seama că modificarea dela L0 la L a distanţei dintre reperele trasate în porţiunea calibrată a epruvetei seface treptat, prin atingerea unui şir de valori instantanee L0, L1, L2, …, Li, …, Ln-1,Ln = L) cu relaţia:

∑= −

−

−

− −=

−++

−+

−=

n

i i

ii

n

n

L

LL

L

LL

L

LL

L

LL

1 1

1

1

1

1

12

0

01* ...ε ; (3.26)

utilizând noţiunile cunoscute din analiza matematică, pentru ∞→n rezultă:

00 L

LL

dL lnL

L

* ==ε ∫ , (3.27)

iar legătura dintre deformaţia specifică reală ε* şi deformaţia specificăconvenţională ε este:

)1ln(* += εε ; (3.28)* tensiunea reală σσσσ*, definită cu relaţia:

SF* =σ , (3.29)

S fiind aria secţiunii transversale a epruvetei solicitate la tracţiune cu forţa


161

F; atunci când materialul epruvetei suferă deformaţii plastice, acţionează legeavolumului constant (prin deformarea plastică a materialelor metalice se modificăforma şi dimensiunile acestora, dar se păstrează neschimbat volumul), se poate scrierelaţia S0L0 = SL şi, ca urmare, relaţia de definiţie a tensiunii reale σ* capătă forma:

)1(00

0

0

* +=== εσσLL

SF

SS

SF . (3.30)

Folosind mărimile σ* şi ε*, definite anterior, se poate construi graficuldependenţei σ* = f1(ε*), numit curba caracteristică reală la tracţiune (CCRT) amaterialului epruvetei încercate. De exemplu, pe baza rezultatelor încercării latracţiune a epruvetei din duraluminiu rezultă valorile σ* şi ε* redate în tabelul 3.5şi CCRT prezentată (împreună cu CCCT) în figura 3.31.

Tabelul 3.6. Datele necesare stabilirii expresiei analitice a CCRT pentru duraluminiuNr Nr.

detσ*,

N/mm2ε*

yi= lg *iσ xi = lg *

iε 2ix xiyi

1 11 281,94 0,005982 2,450151 -2,223148 4,942389 -5,4470492 12 308,48 0,008960 2,489233 -2,047705 4,193094 -5,0972133 13 335,85 0,013903 2,526142 -1,856894 3,448057 -4,6907784 14 362,75 0,016857 2,559609 -1,773217 3,144297 -4,5387425 15 388,08 0,023717 2,588917 -1,624949 2,640459 -4,2068586 16 411,62 0,033435 2,614501 -1,475802 2,177990 -3,8584857 17 436,05 0,048790 2,639537 -1,311668 1,720472 -3,4621968 18 463,62 0,069526 2,666165 -1,157852 1,340622 -3,0870259 19 484,32 0,097127 2,685131 -1,012661 1,025483 -2,71912810 20 503,58 0,139762 2,702071 -0,854611 0,730360 -2,30922011 21 506,75 0,182322 2,704795 -0,739162 0,546360 -1,999282

N

11 28,62625 -16,07767 25,90958 -41,41598

Pentru utilizarea în calculele inginereşti, este uzuală descrierea analitică aCCRT a materialelor metalice printr-o funcţie putere de forma:

mA )( ** εσ = , (3.31)A fiind denumit coeficient (modul) de rezistenţă, iar m – exponent de ecruisare;A şi m se pot determina fără dificultate, dacă se foloseşte observaţia că funcţia(3.31) devine liniară prin logaritmare, lgσ* = lgA + mlgε*, iar a0 = lgA şi a1 = mrezultă aplicând soluţiile (3.25). De exemplu, în cazul aliajului pe bază dealuminiu la care s-a făcut încercarea la tracţiune, considerând perechile de valori(xi = lgε*; yi = lgσ*) redate în tabelul 3.6 şi aplicând soluţiile (3.25), se obţinvalorile: a0 = lgA = 2,859696 ⇒ A = 723,9 N/mm2 şi a1 = m = 0,176.


162

CCRT construită analitic, folosind expresia σ* = 723,9(ε*)0,176, pentrualiajul pe bază de aluminiu analizat este reprezentată în figura 3.31 (împreună cuDIT, CCCT şi CCRT construite pe baza datelor obţinute la încercarea la tracţiunea materialului).

Având la dispoziţie expresia analitică a CCRT se pot determina cuuşurinţa valorile mărimilor (precizate în scap. 3.4) ce descriu elasticitatea şiplasticitatea materialului, folosind relaţiile:

E

R pe

e dU2

22,0

*max

0

** ≅= ∫ε

εσ şi ∫∫ −==*

0

***

*max

**r

e

r

e

p UddUεε

ε

εσεσ , (3.32)

*maxeε fiind valoarea deformaţiei specifice reale corespunzătoare tensiunii σ* = Rp0,2

(sau Rt0,5), iar *rε – valoarea deformaţiei specifice reale la care se produce ruperea

materialului solicitat la tracţiune monoaxială. De exemplu, în cazul aliajului pe bazăde aluminiu analizat, având Rp0,2 = 278,7 N/mm2, E = 72417 N/mm2 si *

rε = 0,182322(v. tabelul 3.5), rezultă: Ue = 5,36⋅10-4 J/mm3 şi Up = 8,32⋅10-2 J/mm3>>Ue.

A.3.9. Dintr-un oţel (aliaj Fe – C) pentru construcţii, având5102 ⋅=E N/mm2, Rp0,2 = 350 N/mm2 şi Rm = 500 N/mm2, se confecţionează

două bare de tracţiune, cu secţiunea transversală dreptunghiulară, ca cele dinfigura 3.15: o bară fără concentratori de tensiuni şi o bară cu crestături laterale înformă de U; dimensiunile barelor sunt: h = 150 mm, H = 160 mm, r = 5 mm, ariasecţiunii transversale este S0 = 1500 mm2, iar relaţia de calcul pentru coeficientul

de concentrare a tensiunilor cσ este: nrh

,,

)(c ][1

62123

1

−∆

−∆+=σ , cu

hH=∆ şi exponentul

n definit de relaţia rt

rt,

n+−∆

+−∆=

1

501. a) Să se determine valoarea coeficientului de

concentrare a tensiunilor cσ pentru bara cu crestături laterale în formă de U. b) Săse calculeze, pentru fiecare din cele două bare, intensitatea maximă a forţei detracţiune monoaxială la care materialul suferă numai deformaţii elastice. c) Să seanalizeze cum se modifică valoarea coeficientului cσ, dacă h, r şi S0 îşi menţinvalorile date, iar cota H ia valori între 151 mm şi 200 mm. d) Să se analizeze cumse modifică valoarea coeficientului cσ, dacă h, H şi S0 îşi menţin valorile date, iarraza r ia valori între 0,2 mm şi 15 mm.

Rezolvarea) Pentru bara cu crestături laterale în formă de U, având h = 150 mm,

H = 160 mm şi r = 5 mm, rezultă 52150160

2=

−=

−= hHt mm, 0666671150160Δ ,== ,


163

531055

55

10671

5010671,n

,

,,==

+−

+− şi 71125310]

620666671123515010666671

[1 ,,,,,

),(c =

−⋅

−+=σ .

b) Pentru ca materialul barei fără concentratori de tensiuni să sufere numaideformaţii elastice, când bara este solicitată la tracţiune monoaxială (în lungulaxei longitudinale, aşa cum se indică în fig. 3.15), trebuie îndeplinită condiţia:

2,00

pn RSF ≤=σ ; în consecinţă, intensitatea maximă a forţei de tracţiune este:

== 020 SRF ,pmax 350⋅1500 = 5,25⋅105 N. In cazul barei cu crestături laterale,condiţia neapariţiei deformaţiilor plastice la baza concentratorilor, în cursulsolicitării barei la tracţiune monoaxială (în lungul axei longitudinale, aşa cum se

indică în fig. 3.15), este: 2,00

max pn RccSF ≤== σσσσ şi, ca urmare, intensitatea

forţei de tracţiune aplicate nu trebuie să depăşească valoarea:

55

max02,0*max 1094,1

711,21025,5 ⋅≅=== ⋅

σσ c

F

c

SR pF N.

c) Utilizând relaţiile de calcul din enunţul aplicaţiei, rezultă că dependenţadintre valoarea coeficientului de concentrare a tensiunilor la baza crestăturilorlaterale în formă de U ale barei de tracţiune şi lăţimea barei H are aspectulprezentat în figura 3.33. a; se observă că, în condiţiile menţinerii valorilorprecizate în enunţ pentru cotele h şi r, mărirea cotei H determină creştereavalorilor coeficientului de concentrare a tensiunilor (creşterea acuităţiiconcentratorului de tensiuni).

Fig. 3.33. Variaţia coeficientului de concenrare a tensiunilor cσ în funcţie de:a) lăţimea barei de tracţiune H; b) raza la vârful crestăturilor r.


164

d) Utilizând relaţiile de calcul din enunţul aplicaţiei, rezultă că dependenţadintre valoarea coeficientului de concentrare a tensiunilor la baza crestăturilorlaterale în formă de U ale barei de tracţiune şi raza la vârful crestăturilor r areaspectul prezentat în figura 3.33. b; se observă că, în condiţiile menţineriivalorilor precizate în enunţ pentru cotele H şi h, mărirea cotei r determinămicşorarea valorilor coeficientului de concentrare a tensiunilor (reducereaacuităţii concentratorului de tensiuni).

A.3.10. La încercarea de încovoiere prin şoc, la diferite temperaturi, a unuioţel (aliaj Fe-C) pentru construcţii s-au înregistrat rezultatele prezentate în tabelul3.7. a) Să se construiască diagrama de variaţie a energiei de rupere KV în funcţiede temperatura la care s-a făcut încercarea şi să se determine pe aceasta valoriletemperaturilor de tranziţie ductil – fragil tKV28 şi t0,5 ale oţelului supus încercării.b) Să se aprecieze dacă există riscul comportării fragile a unei bare de tracţiune,confecţionată din acest oţel şi solicitată la temperatura t = 0 oC.

Tabelul 3. 7. Rezultatele încercării de încovoiere prin şoc a unui oţel pentru construcţiit, oC +50 +20 +10 0 -10 -20 -30 -40 -50 -60 -70 -80 -90KV, J 60 58 55 50 45 40 33 25 20 15 12 10 10

Rezolvarea) Diagrama KV = f(t) este prezentată în figura 3.34. Tinând seama de

definiţiile date în scap. 3.7 şi utilizând diagrama KV = f(t), rezultă că, pentru oţelulprecizat în enunţul aplicaţiei, temperatura de tranziţie ductil – fragil tKV28 (temperaturala care energia de rupere ia valoarea KV = 28 J) are valoarea tKV28 = -36 oC, energia derupere corespunzătoare comportării ductile la rupere (energia de rupere de nivelductil) este KVd = 60 J, iar temperatura de tranziţie ductil – fragil t0,5 (temperatura lacare energia de rupere ia valoarea KV = 0,5KVd) are valoarea t0,5 = -34 oC.

Observaţie. In multe aplicaţii, pentru a putea determina mai uşortemperaturile de tranziţie ductil – fragil definite cu diverse criterii convenţionale(v. scap. 3. 7), este necesar să se dea o exprimare analitică funcţiei KV = f(t),definită prin punctele ale căror coordonate (t, KV) au fost obţinute experimental,pe baza încercării la încovoiere prin şoc. Una din soluţiile furnizate de literaturade specialitate pentru rezolvarea acestei probleme în cazul oţelurilor pentruconstrucţii constă în a considera dependenţa KV = f(t) ca o funcţie sigmoidă, cuexpresia analitică:

][ 1011

910

+= +−−+ ]K)rtt(K[edKVKV , (3.33)

în care KVd reprezintă valoarea energiei de rupere de nivel ductil stabilităprin încercarea la încovoiere prin şoc, tr este o temperatură de referinţă(aleasă dintre temperaturile la care s-a efectuat încercarea de încovoiere


165

prin şoc) la care s-a înregistrat o valoare a energiei de rupere KVr şi ocomportare ductil – fragilă a materialului supus încercării, K1 = 0,0557, iarK0 are valoarea dată de relaţia:

rd

dr

KVKV

KVKVK−

−=

1,0ln0 (3.34)

Considerând expresia (3.33) afuncţiei KV = f(t), rezultă următoarelerelaţii de determinare a valorilortemperaturilor de tranziţie tKV28 şi t0,5 aleotelurilor pentru construcţii:

1028

281

11

028

d

drKV KV

KV

KK

K lntt−

−−−= ;

1

05,0

223,0

K

Krtt

+−= . (3.35)

Pentru datele din enunţul aplicaţiei,rezultă: KVd = 60 J, tr = −20 oC, KVr = 40 J,K1 = 0,0557,

4060601040

0 −⋅−= ,lnK = 0,531 şi

curba KV = f(t) exprimată analitic de (3.33) are configuraţia prezentată în figura 3.34;folosind relaţiile (3.35), rezultă valorile temperaturilor de tranziţie:

3366282860

055701

055705310

28 20 ,ln,,

,KVt −=

−−

−−−= oC şi 53305570

2230531050 20 ,

,,,

,t −=−−= + oC.

b) Deoarece te = 0oC este mai mare decât temperaturile de tranziţie tKV28 şit0,5 ale materialului piesei, se poate aprecia că exploatarea piesei la aceastătemperatură se realizează în condiţiile unei comportări predominant ductile amaterialului acesteia .

A.3.11. O bară cilindrică trebuie dimensionată astfel încât să poată fisolicitată la tracţiune monoaxială (în lungul axei longitudinale) cu o forţăF = 20000 N, la temperatura te = 600 oC, o durată τe = 100000 ore (după care seprescrie a fi înlocuită). Bara se confecţionează dintr-un oţel (aliaj Fe-C), avândtemperatura de solidificare-topire ts = 1500 oC şi rezistenţa tehnică de durată

Cr

o600100000/R = 150 N/mm2. Să se stabilească valoarea minimă a diametrului barei D.

Rezolvare.Temperatura de solidificare - topire a materialului din care se confecţionează

bara este ts = 1500 oC şi, ca urmare, temperatura sa de recristalizare primară are

Fig.3.34. Dependenţa KV = f(t) la un oţelpentru construcţii


166

valoarea Trp = 0,4Ts = 0,4(1500 + 273) = 709 K sau trp = 709 – 273 ≅ 436 oC. Deoarecetemperatura la care este solicitată bara este te = 600 oC > 436 oC = trp, rezultă că întimpul exploatării se produce degradarea materialului acesteia prin fluaj (v. scap. 3.8).

Pentru a nu se produce ruperea prin fluaj a barei pe durata de utilizareτe = 100000 ore, este necesar ca tensiunea de tracţiune din bară σe să fieinferioară rezistenţei tehnice de durată a materialului din care se

confecţionează aceasta CrR

o600100000/ (σe ≤ C

rRo600100000/ ). Pe baza acestui raţionament

rezultă condiţia: 24

D

Fe π

σ = ≤ Cr

o600100000/R şi valoarea minimă a diametrului barei

este:

2 o600100000

C/rR

FDπ

= =2150

20000⋅π

=13 mm.

Observaţie. La proiectarea construcţiilor tehnice, se utilizează, de obicei, aşanumitele rezistenţe admisibile ale materialelor, ale caror valori se obţin prindivizarea caracteristicilor mecanice (obţinute prin încercări) cu coeficienţi desiguranţă cs > 1. De exemplu, în cazul prezentei aplicaţii, se poate utiliza (în locul

caracteristicii CrR

o600100000/ ) rezistenţa admisibilă Raf =

s

Cr

c

Ro600100000/ şi, dacă se adoptă

cs = 2, rezultă Raf = 2150 = 75 N/mm2, a cărei utilizare în relaţia de dimensionare

conduce la o valoare a diametrului minim al barei de tracţiune D = 18,4 mm.A.3.12. La încercarea la oboselă a unui oţel (aliaj Fe-C), folosind o solicitare

de tracţiune monoaxială alternant - simetrică, s-au obţinut rezultatele prezentate întabelul 3. 8. a) Folosind aceste rezultate, să se construiască curba de durabilitate laoboseală (Wöhler) a oţelului şi să se stabilească valoarea rezistenţei la oboseală aacestuia σO. b) Să se analizeze dacă există riscul ruperii prin oboseală a unei barecilindrice cu diametrul D = 50 mm, confecţionată din acest oţel şi supusă uneisolicitări variabile de tracţiune alternant – simetrică cu Femax = 2⋅105 N

Tabelul 3. 8. Rezultatele încercării la oboseală a unui oţelTensiunea maximă a

solicitării variabile σmax, N/mm2 450 400 330 270 240 220 200Numărul de cicluri de

solicitare până la rupere Nr

103 104 105 106 NR NR NR

NR – nu s-a produs ruperea după 108 cicluri de solicitareRezolvarea) Curba de durabilitate la oboselă a oţelului, construită folosind

rezultatele din tabelul 3.8, este prezentată în figura 3.35. Această curbă


167

corespunde funcţiei σmax = f0(Nr), cu Nr reprezentat la scară logaritmică şievidenţiază faptul că oţelul analizat are rezistenţa la oboselă σo = 240 N/mm2.

b) Conform celor prezentate înscap. 3.8, ruperea prin oboselă a bareinu se produce, dacă la proiectareaacesteia s-a respectat criteriul (delimitare a tensiunilor) σemax < σo.Deoarece ciclurile de solicitarevariabilă de tracţiune alternant –simetrică ale barei din oţel au

1022

5

2max

max50

10244≅==

⋅

⋅⋅

ππσ

D

Fe N/mm2,

rezultă σemax = 102 N/mm2 < 240 N/mm2 = σoşi, ca urmare, nu există riscul ruperii prinoboseală a acesteia.

A.3.13. La determinarea durităţiiBrinell a unei piese metalice s-a utilizatun penetrator sferic din carburi metalice,

cu diametrul D = 10 mm şi un grad de solicitare Ks = 30, diametrul urmeilăsate de penetrator pe piesă fiind d = 4,0 mm. Care a fost valoarea durităţiimaterialului piesei?

Răspuns: F = KsD2 = 30⋅100 = 3000 kgf, iar duritatea materialului pieseieste 206,5 HBW.

A.3.14. Duritatea Brinell a unei piese metalice, determinată cu ajutorul unuipenetrator sferic din oţel, cu diametrul D = 5 mm, apăsat cu forţa F = 750 kgf, a fost280 HBS 5/750/15. Să se stabilească valoarea diametrului urmei lăsate depenetrator pe piesă la determinarea durităţii şi să se estimeze valoarea care seobţine dacă se determină duritatea aceleiaşi piese cu un penetrator sferic din oţel,cu diametrul D = 2,5 mm şi forţa F = 187,5 kgf.

Răspuns: d = 1,81 mm; Ks =30; utilizarea penetratorului cu D = 2,5 mm şia forţei F = 187,5 kgf asigură acelaşi grad de solicitare ca în cazul folosiriipenetratorului cu D = 5 mm şi a forţei F = 750kgf (Ks = 30) şi, ca urmare,valoarea estimată a durităţii este 280 HBS 2,5/187,5/15.

A.3.15. La determinarea durităţii Brinell a unei piese metalice se foloseşteun penetrator sferic din carburi metalice, montat într-un dispozitiv care permitemăsurarea adâncimii remanente de pătrundere a acestuia în materialul piesei. Săse stabilească valoarea durităţii piesei şi mărimea diametrului urmei lăsate depenetrator pe piesă, dacă diametrul penetratorului a fost D = 10 mm, forţa de

Fig.3.35. Curba de durabilitate laoboseală (Wöhler) a unui oţel


168

apăsare aplicată pe acesta a avut intensitatea F = 3000 kgf, iar adâncimearemanentă de pătrundere a penetratorului în piesă a fost h = 0,38 mm.

RezolvareAşa cum s-a precizat în scap. 3.10, duritatea Brinell se calculează cu relaţia

pSFHBW = , Sp fiind aria suprafeţei urmei lăsate de penetrator pe piesa căreia i se

măsoară duritatea. Deoarece urma lăsata de penetrator pe piesă are forma unei calote

sferice, Sp = πDh = ( )222

dDDD −−π şi rezultă: HBW = DhF

π =

38,0103000

⋅⋅π = 251

şi d = ( )22 2hDD −− = ( )22 38,01010 ⋅− = 3,82 mm.A.3.16. La determinarea durităţii Vickers a unei piese metalice s-a folosit

o forţă de apăsare F = 30 kgf, iar diagonala urmei lăsate de penetrator a fostd = 0,410 mm. Să se stabilească valoarea durităţii Vickers a piesei şi să seestimeze valoarea care se obţine dacă se determină duritatea aceleiaşi piesefolosind o forţă de apăsare F = 10 kgf.

Răspuns: Duritatea piesei este 331 HV; folosind F = 10 kgf, se obţineduritatea 331 HV10.

A.3.17. Duritatea Rockwell a unei piese din oţel (aliaj Fe-C) este 52 HRC,iar a unei piese din alamă (aliaj Cu-Zn) este 25 HRF. Care au fost adâncimile depenetrare remanentă e la determinarea durităţilor acestor piese?

Răspuns: e = 48 HR = 0,096 mm, la determinarea durităţii piesei din oţel(cu penetrator conic din diamant) şi e = 105 HR = 0,21 mm, la determinareadurităţii piesei din alamă ( cu penetrator sferic din oţel).

A.3.18. Metalele A şi B sunt complet solubile în stare lichidă, insolubile înstare solidă şi formează un sistem de aliaje binare cu transformare eutectică (cudiagrama de echilibru de tipul celei prezentate în fig. 2.6). Stiind că metalele A şiB au (la ta) rezistenţele la tracţiune RmA = 150 N/mm2 şi RmB = 550 N/mm2, să seestimeze valoarea rezistenţei la tracţiune a aliajului cu %Am = 20% şi compoziţiaaliajului cu rezistenţa la tracţiune Rm = 390 N/mm2.

RezolvareAplicând legea lui Kurnacov (enunţată în scap. 3.11), se construieşte

diagrama de variaţie a rezistenţei la tracţiune în funcţie de compoziţia aliajelor,prezentată în figura 3.36. Ecuaţia dreptei după care se modifică rezistenţa la

tracţiune în funcţie de compoziţia aliajelor este: mBmmBmA

m RA%RRR +⋅−

=100

.

Utilizând această ecuaţie, rezultă că rezistenţa la tracţiune aaliajului cu %Am = 20% este: 5502020 100

550150 +== ⋅−%mA%mR = 470 N/mm2, iar


169

aliajul cu Rm = 350 N/mm2 are concentraţia masică de component A:

%Am= =⋅−−

100mBmA

mBm

RR

RR100

550150550350 ⋅

−− = 50%.

Observaţie. Rezultatele care se obţinaplicând legea lui Kurnakov se confirmă binepe cale experimentală, dacă cele două fazecare alcătuiesc structura aliajelor suntomogene şi uniform distribuite în structură,iar forţele de legătură dintre faze au aceiaşiintensitate în toată masa aliajelor. In cazulsistemului analizat această condiţie nu esteîndeplinită, deoarece:

* cele două faze care alcătuiescstructura la ta a aliajelor se află

(v. scap.2.5.3) atât în amestecul mecanic eutectic (A+B), cât şi sub formă decristale separate (faze preeutectice);

* forţele de legătură dintre formaţiunile cristaline de A şi B aleeutecticului sunt mai mari decât forţele de legătură dintre cristalelepreeutectice. Datorită acestor particularităţi structurale, curba reală devariaţie a rezistenţei la tracţiune în funcţie de compoziţia aliajelor are abateride la liniaritate (are configuraţia marcată cu linie punctată în fig. 3.36) şirezultatele care se obţin aplicând formularea din scap. 3.11 a legii luiKurnacov sunt numai estimative.

A.3.19. Metalele A şi B sunt complet solubile în stare lichidă, insolubile înstare solidă şi formează un compus definit cu topire incongruentă AnBm, având%AmAnBm = 60 %. Stiind că la ta metalul A are duritatea HVA = 250, metalul B areduritatea HVB = 150, iar compusul AnBm are duritatea HVAnBm = 700, să seestimeze valoarea durităţii aliajului A-B cu %Am = 50 % şi compoziţia unui altaliaj al sistemului A-B care are duritatea egală cu a acestuia.

RezolvareDiagrama de echilibru a sistemului de aliaje binare A-B este de tipul celei

prezentate în figura 2.24. Aplicând legea lui Kurnacov (enunţată în scap. 3.11)pentru acest sistem de aliaje, se obţine diagrama de variaţie a durităţii în funcţie decompoziţia aliajelor prezentată în figura 3.37. Funcţia ce corespunde dependenţeidintre duritate şi compoziţia aliajelor se poate exprima analitic astfel:

mAnBmmBmmAnBm

BAnBm AA,HVA%HVA%

HVHV % %cu ≤+⋅−

=

Fig. 3.36. Diagrama de variaţie a Rmpentru aliajele sistemului

din aplicaţia A.3.18


170

mAnBmmmAnBm

AnBmmAnBmBm

mAnBm

AAnBm AA,A%HVA%

HVA%HV

A%

HVHV % %cu 100

100

100>

−⋅−⋅

+⋅−

−=

Deoarece aliajul precizat în enunţul aplicaţiei are %Am = 50 % < 60 % = %AmAnBm,se utilizează prima dintre expresiile anterioare şi rezultă: HV%Am=50% =

.6081505060150700 ≅+⋅− Analizând diagrama din figura 3.37, se observă că

aliajul care are aceeaşi duritate ca şi aliajul cu %Am = 50% se caracterizează prin%Am > %AmAnBm; ca urmare, se utilizează a doua expresie a funcţiei HV şi rezultă:

%Am = AAnBm

AnBmmAnBmAm%Am%

HVHV

HVA%HVA%HV )(−

⋅− +−= 10010050 = 68,2 %.

Observaţie. In cazul aliajelorsistemului A-B, având %Am < %AmAnBm = 60 %,sunt valabile precizările făcute în observaţiade la aplicaţia A.3.18 şi curba reală devariaţie a durităţii funcţie de compoziţiaaliajelor este cea prezentată cu linie punctatăîn diagrama din figura 3.37.

Aliajele având %Am > %AmAnBm = 60%au la ta structura alcătuită din cristalelefazelor A şi AnBm distribuite uniform şivariaţia durităţii în funcţie de compoziţiaaliajelor este liniară (respectă legea luiKurnacov).

A.3.20. Metalele A şi B suntcomplet solubile în stare lichidă, insolubile în stare solidă şi formează un compusdefinit cu topire congruentă AnBm, având %AmAnBm = 70 %. Stiind că (la ta) metalulA are duritatea HBA = 120, metalul B are duritatea HBB = 150, iar compusul AnBmare duritatea HBAnBm = 500, să se estimeze valoarea durităţii aliajului cu %Am = 80% şi compoziţia unui alt aliaj al sistemului A-B care are duritatea egală cu aacestuia.

Răspuns: Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje binare A-B este detipul celei prezentate în figura 2.18. Aplicând legea lui Kurnacov, rezultă:HB%Am=80% = 373, iar aliajul cu duritatea egală cu a aliajului cu %Am = 80 % are%Am = 44,7 %.

Fig. 3.37. Diagrama de variaţie aHV pentru aliajele sistemului

din aplicaţia A.3.19

Capitolul 4 Studiul aliajelor din sistemul Fier - Carbon

171

Capitolul 4

STUDIUL ALIAJELOR DIN SISTEMULFIER - CARBON

4.1. Introducere

Studiul sistemului fier - carbon prezintă o importanţă deosebită din punctde vedere ingineresc, deoarece acest sistem cuprinde aliajele cu cea mai largăutilizare practică: oţelurile şi fontele.

Componentul principal (de bază) al aliajelor sistemului fier - carbon estefierul. Fierul este un metal alb - argintiu, cu temperatura de solidificare - topirets = 1538 oC şi următoarele caracteristici fizico - mecanice (la temperaturaambiantă): densitatea ρ = 7850 kg/m3, modulul de elasticitate E = 2,05⋅105 N/mm2,limita de curgere Re = 100...140 N/mm2, rezistenţa la tracţiune Rm = 200...250 N/mm2,alungirea procentuală după rupere A = 40...50%, coeficientul de gâtuireZ = 70...90%, duritatea 45...55 HBS, energia de rupere KV = 170...200 J. Fierulare două forme alotropice sau modificaţii proprii (v. scap. 1.6): Feα, cu structurăcristalină CVC, stabil sub temperatura tc1 = 910 oC şi în intervalul de temperaturi(tc2 = 1392 oC; ts = 1538 oC) şi Feγ, cu structură cristalină CFC, stabil în intervalulde temperaturi (tc1 = 910 oC; tc2 = 1392 oC); Feα stabil în intervalul de temperaturi(tc2 = 1392 oC; ts = 1538 oC) este numit şi Feδ. Fierul prezintă proprietăţimagnetice sub temperatura tCFe = 768 oC (numită punctul Curie al Fe), pesteaceastă temperatură fiind nemagnetic (paramagnetic).

Componentul de aliere al aliajelor fier - carbon este carbonul. Carbonulformează cu fierul compusul definit Fe3C (carbura de fier), denumit în tehnicăcementită, caracterizat printr-o concentraţie masică de 6,67% C; cementita esteun compus interstiţial de tip geometric (v. scap. 2.2.2), cu reţea cristalinăcomplexă şi temperatura de solidificare - topire tsCem ≅ 1250 oC. Cementita aredensitatea apropiată de cea corespunzătoare fierului (ρCem ≅ 7600 kg/m3), este o


172

fază dură (duritatea cementitei este de aproximativ 800 HV) şi prezintă proprietăţimagnetice sub temperatura tCCem = 215 oC (numită punctul Curie al cementitei).

Cementita este o fază metastabilă; prin menţinere de lungă durată latemperatură ridicată şi/sau în prezenţa siliciului, cementita se descompune în fierşi grafit (carbon liber). Grafitul este o formă alotropică (modificaţie) a carbonului,caracterizată printr-o structură cristalină de tip hexagonal şi un punct de sublimare(transformare a grafitului solid în carbon gazos), tsubC ≅ 3540 oC. Grafitul aredensitatea mult mai mică decât fierul (ρC ≅ 2500 kg/m3) şi prezintă caracteristicide rezistenţă mecanică foarte scăzute. Grafitul este forma stabilă de existenţă acarbonului în aliajele fier - carbon.

Având în vedere cele prezentate anterior rezultă că sistemul de aliaje fier -carbon poate fi analizat în două variante:

* sistemul metastabil fier - cementită (Fe - Fe3C), în care carbonul estelegat sub formă de cementită;

* sistemul stabil fier - grafit (Fe - C), în care carbonul se află sub formăde grafit (carbon liber).

4.2. Diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C.Oţelurile carbon şi fontele albe

4.2.1. Descrierea diagramei Fe - Fe3C

Diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C (construită experimental) esteprezentată în figura 4.1, notaţiile din diagramă fiind făcute în conformitate cuprescripţiile din SR EN 10052: 1996. Abscisele (concentraţiile masice de carbon)şi ordonatele (temperaturile) punctelor caracteristice ale diagramei sunt precizateîn tabelul 4.1.

Fazele care apar în diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C sunt:* L este soluţia lichidă a componentelor Fe şi C;* γγγγ, denumită austenită, este soluţia solidă interstiţială de carbon în Feγ

(γ ≡ Feγ(C)). Poziţia şi extinderea în diagramă ale domeniului monofazic alaustenitei (NJESG) sunt determinate de stabilitatea modificaţiei Feγ şi de variaţiacu temperatura a solubilităţii carbonlui în aceasta; aşa cum rezultă examinânddiagrama, concentraţia masică maximă a carbonului în austenită este de 2,11% şise poate realiza la temperatura de 1148 oC (v. coordonatele punctului E);

*αααα, denumită ferită, este soluţia solidă interstiţială de carbon înmodificaţia Feα stabilă la temperturi joase (α ≡ Feα (C)), iar δ, denumită feritădelta este soluţia solidă interstiţială de carbon în modificaţia Feα ≡ Feδ stabilă la


173

temperaturi ridicate (δ ≡ Feδ(C)). Poziţiile şi extinderile în diagramă aledomeniilor monofazice ale feritei (GPQ şi AHN) sunt determinate de stabilitateamodificaţiei Feα şi de variaţia cu temperatura a solubilităţii carbonlui în aceasta;aşa cum rezultă examinând diagrama, concentraţia maximă a carbonului în ferităeste de 0,02 % şi se poate realiza la temperatura de 727 oC (v. coordonatelepunctului P), iar concentraţia maximă a carbonului în ferita delta este de 0,10% şise realizează la temperatura de 1495 oC (v. coordonatele punctului H);

Fig. 4.1. Diagrama metastabilă Fe-Fe3C

Tabelul 4.1. Coordonatele punctelor din diagrama metastabilă Fe-Fe3CPunctul A B C D E F G H J K N P Q SAbscisa,

%Cm0 0,54 4,30 6,67 2,11 6,67 0 0,10 0,16 6,67 0 0,02 0,002 0,77

Ordonata,oC 1538 1495 1148 1250 1148 1148 910 1495 1495 727 1392 727 ta 727


174

* Fe3C este compusul definit (faza daltonidă) cu denumirea tehnicăcementită şi caracteristicile prezentate anterior.

Liniile de transformare fazică (ale căror semnificaţii pot fi stabilite cuuşurinţă pe baza datelor prezentate în scap. 2.5) delimitează în spaţiul diagramei11 domenii: 4 domenii monofazice (L, δ, γ şi α) şi 7 domenii bifazice (L+δ; L+γ;L+Fe3C; δ+γ; γ+Fe3C; α+γ şi α+Fe3C). Aplicând legea fazelor pentru acest sistemde aliaje, se obţin următoarele rezultate: în domeniile monofazice, V = 2 (sistemuleste bivariant); în domeniile bifazice şi pe liniile de transformare ABCD, AH,HN, JN, JE, GS, ES, GP şi PQ (cu excepţia punctelor A, C, D, G, J, N şi S), V = 1(sistemul este monovariant); pe liniile de transformare (izotermele) HJB, ECF şiPSK (cu excepţia punctelor B, E, H şi P) şi în punctele A, D, G şi N, V = 0(sistemul este invariant).

4.2.2. Transformările structurale ale aliajelor sistemuluimetastabil Fe-Fe3C

Analizând diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C, se observă căaliajele pot suferi (la încălzire sau răcire), funcţie de concentraţia de carbon aacestora, următoarele transformări structurale:

a) Aliajele a căror verticală este situată între punctele H şi B ale diagramei(aliajele cu concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,10%;0,54%))suferă la temperatura de 1495oC (temperatura punctelor de intersecţie dintreverticalele corespunzătoare aliajelor şi izoterma HJB) transformarea peritectică:

răcire

LB(0,54%C) + δH(0,10%C) γJ(0,16%C); (4.1) încălzire

b) Aliajele a căror verticală este situată între punctele E şi C ale diagramei(aliajele cu concentraţia masică de carbon situată în intervalul (2,11%;6,67%))suferă la temperatura de 1148oC (temperatura punctelor de intersecţie dintreverticalele corespunzătoare aliajelor şi izoterma ECF) transformarea eutectică:

răcireLC(4,30%C) (γE(2,11%C) + Fe3C); (4.2)

încălzire amestec eutectic

amestecul mecanic de austenită şi cementită format prin transformareaeutectică (cu structura alcătuită din formaţiuni cristaline globulare de austenităuniform distribuite într-o masă de cementită) este denumit ledeburită;

c) Aliajele a căror verticală este situată între punctele P şi K ale diagramei(aliajele cu concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,02%;6,67%))suferă la temperatura de 727oC (temperatura punctelor de intersecţie dintre


175

verticalele corespunzătoare aliajelor şi izoterma PSK) transformarea eutectoidă: răcire

γS(0,77%C) (αP(0,02%C) + Fe3C); (4.3) încălzire

amestec eutectoidamestecul mecanic de ferită şi cementită format prin transformareaeutectoidă (cu structura alcătuită din formaţiuni cristaline lamelare alternante deferită şi cementită) este denumit perlită.

Dacă un aliaj care a suferit transformarea eutectică este adus (prin răcire)în condiţiile realizării transformării eutectoide, austenita din ledeburită setransformă în perlită; ledeburita a cărei austenită a suferit transformarea eutectoidăeste denumită ledeburită transformată şi are structura alcătuită din globule deperlită (formate din lamele alternante de ferită şi cementită) uniform distribuiteîntr-o masă de cementită.

4.2.3. Clasificarea aliajelor sistemului metastabil Fe-Fe3C

Aliajele din diagrama Fe - Fe3C se clasifică şi se denumesc în funcţie deconcentraţia lor de carbon şi, în consecinţă, în funcţie de transformările structuralepe care le pot suferi la încălzire sau răcire; categoriile unei astfel de clasificări şidenumirile aliajelor din fiecare categorie se prezintă astfel:

A. aliajele având concentraţia masică de carbon situată în intervalul(2,11%;6,67%), care pot suferi atât transformarea eutectică, cât şi transformareaeutectoidă, sunt denumite fonte albe;

A.1. fonta albă având concentraţia masică de carbon de 4,30% estedenumită fontă albă eutectică;

A.2. fontele albe având concentraţia masică de carbon mai mică decât ceacorespunzătoare fontei albe eutectice sunt denumite fonte albe hipoeutectice;

A.3. fontele albe având concentraţia masică de carbon mai mare decât ceacorespunzătoare fontei albe eutectice sunt denumite fonte albe hipereutectice;

B. aliajele având concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,02%;2,11%],care pot suferi numai transformarea eutectoidă, sunt denumite oţeluri carbon;

B.1. oţelul carbon având concentraţia masică de carbon de 0,77% estedenumit oţel carbon eutectoid;

B.2. oţelurile carbon având concentraţia masică de carbon mai mică decât ceacorespunzătoare oţelului carbon eutectoid sunt denumite oţeluri carbon hipoeutectoide;

B.3. oţelurile carbon având concentraţia masică de carbon mai mare decât ceacorespunzătoare oţelului carbon eutectoid sunt denumite oţeluri carbon hipereutectoide;

C. aliajele având concentraţia masică de carbon cel mult egală cu 0,02%sunt cunoscute sub denumirea generică de fier tehnic.


176

4.2.4. Structurile de echilibru ale oţelurilor carbon şifontelor albe

Particularităţile formării structurilor la fontele albe şi oţelurile carbon sepot evidenţia analizând transformările la răcirea din stare lichidă ale diferitelortipuri de astfel de aliaje. Pentru exemplificare, se analizează transformările larăcirea din stare lichidă pentru patru aliaje ale sistemului Fe - Fe3C (cu verticalelemarcate I, II, III şi IV în fig. 4.1).

a) Aliajul I este o fontă albă hipereutectică ale cărei transformări la răcireadin stare lichidă se prezintă astfel:

* la temperatura t0 fonta este în stare lichidă şi se menţine în această starepână la temperatura t1;

* în intervalul de temperaturi (t1;t2), în fonta lichidă apar formaţiunicristaline aciculare de cementită; cementita separată din L este denumităcementită primară. Datorită formării cementitei primare se degajă căldură(curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei L scadedupă linia t1C;

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 11480C(corespunzătoare izotermei ECF) faza L are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului C (4,30%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectice:

LC(4,30%C) ⇒ (γE(2,11%C) + Fe3C); Ledeburită

transformarea eutectică decurge la temperatură constantă (curba de răcire a fonteiprezintă un palier la t2 = 1148oC), în urma desfăşurării acestei transformăristructura fontei fiind alcătuită din doi constituenţi: cementită primară (Fe3C') şiledeburită (Led);

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t2;t3), solubiliatea carbonuluiîn austenită scade după linia ES şi carbonul în exces (ce nu mai poate fi dizolvat deaustenită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din austenită estedenumită cementită secundară; datorită formării cementitei secundare se degajăcăldură (curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei γscade după linia ES. Cementita secundară se depune pe formaţiunile de cementităpreexistente în structura fontei (cementita primară şi cementita din ledeburită) şi nuapare ca o fază distinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri;

* datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperaturii t3 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carbon


177

corespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlitătransformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire afontei prezintă un palier la t3 = 727oC) şi afectează formaţiunile globulare deaustenită ale ledeburitei, în urma desfăşurării acestei transformări structura fonteifiind alcătuită din doi constituenţi: cementită primară (Fe3C') şi ledeburitătransformată (LedTr);

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t3;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poate fidizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din ferităeste denumită cementită terţiară; datorită formării cementitei terţiare se degajăcăldură şi curba de răcire a fontei este concavă. Cementita terţiară se depune peformaţiunile de cementită preexistente în structura fontei şi nu apare ca o fazădistinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structurafontei albe hipereutectice este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: ledeburită transformată (LedTr) şi cementită primară (Fe3C’).b) Aliajul II este o fontă albă hipoeutectică ale cărei transformări la răcirea

din stare lichidă se prezintă astfel:* la temperatura t0 fonta este în stare lichidă şi se menţine în această stare

până la temperatura t1;* în intervalul de temperaturi (t1;t2), în fonta lichidă apar cristale

poligonale de austenită; datorită formării cristalelor de austenită se degajă căldură(curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei L creştedupă linia t1C;

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 1148oC(corespunzătoare izotermei ECF) faza L are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului C (4,30%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectice:

LC(4,30%C) ⇒ (γE(2,11%C) + Fe3C); Ledeburită

transformarea eutectică decurge la temperatură constantă (curba de răcire a fonteiprezintă un palier la t2 = 1148oC), în urma desfăşurării acestei transformări structurafontei fiind alcătuită din doi constituenţi: austenită (γ) şi ledeburită (Led);

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t2;t3), solubilitateacarbonului în austenită scade după linia ES şi carbonul în exces (ce nu mai poatefi dizolvat de austenită) se separă sub formă de cementită secundară, se degajă


178

căldură (curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia masică de carbon afazei γ scade după linia ES;

* datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperaturii t3 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlitătransformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire afontei prezintă un palier la t3 = 727oC) şi afectează atât cristalele de austenităformate prin cristalizarea fazei lichide, cât şi formaţiunile globulare de austenităale ledeburitei, în urma desfăşurării acestei transformări structura fontei fiindalcătuită din trei constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P) şicementită secundară (Fe3C'').

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t3;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poate fidizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din ferităeste denumită cementită terţiară; datorită formării cementitei terţiare se degajăcăldură şi curba de răcire a fontei este concavă; cementita terţiară se depune peformaţiunile de cementită preexistente în structura fontei şi nu apare ca o fazădistinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structurafontei albe hipoeutectice este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P) şi cementită

secundară (Fe3C”).c) Aliajul III este un oţel carbon hipereutectoid ale cărei transformări la

răcirea din stare lichidă se prezintă astfel:* la temperatura t0 oţelul este în stare lichidă şi se menţine în această stare

până la temperatura t1;* în intervalul de temperaturi (t1;t2) se produce cristalizarea primară a oţelului,

faza lichidă transformându-se în cristale poligonale de austenită; datorită formăriicristalelor de austenită se degajă căldură (curba de răcire a oţelului este concavă);

* în intervalul de temperaturi (t2;t3) are loc răcirea structurii monofaziceaustenitice, fără a se produce modificări structurale (curba de răcire a oţeluluieste convexă).

* sub temperatura t3 (corespunzătoare punctului de intersecţie dintreverticala aliajului şi linia ES a diagramei) concentraţia masică de carbon a oţeluluianalizat depăşeşte conţinutul procentual de carbon care poate fi dizolvat deaustenită şi, ca urmare, carbonul în exces (ce nu mai poate fi dizolvat de austenită)


179

se separă sub formă de cementită secundară (dispusă ca o reţea la margineacristalelor de austenită); datorită formării cementitei secundare se degajă căldură(curba de răcire a oţelului este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei γ scadedupă linia t3S;

* datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperaturii t4 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlitătransformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire aoţelului prezintă un palier la t4 = 727 0C), în urma desfăşurării acestei transformăristructura oţelului fiind alcătuită din doi constituenţi: perlită (P) şi cementităsecundară (Fe3C'');

* la răcirea oţelului în intervalul de temperaturi (t4;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poate fidizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită terţiară; datorită formăriicementitei terţiare se degajă căldură şi curba de răcire a oţelului este concavă;cementita terţiară se depune pe formaţiunile de cementită preexistente în structuraoţelului şi nu apare ca o fază distinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structuraoţelului carbon hipereutectoid este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: perlită (P) şi cementită secundară (Fe3C”).c) Aliajul IV este un oţel carbon hipoeutectoid ale cărei transformări la

răcirea din stare lichidă se prezintă astfel:* la temperatura t0 oţelul este în stare lichidă şi se menţine în această stare

până la temperatura t1;* în intervalul de temperaturi (t1;t2) începe cristalizarea primară a oţelului,

faza lichidă transformându-se în cristale poligonale de ferită delta; formareacristalelor de ferită delta este însoţită de o degajare de căldură (curba de răcire aoţelului este convexă) şi de variaţii (crescătoare) ale concentraţiilor de carbon alefazei lichide (după linia AB) şi feritei delta (după linia AH).

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 1495oC(corespunzătoare izotermei HJB) sunt îndeplinite condiţiile pentru desfăşurareatransformării peritectice:

LB(0,54%C) + δH(0,10%C) ⇒ γJ(0,16%C);

* între t2 şi t3 procesul de cristalizare primară a oţelului se definitivează,faza lichidă rămasă la sfârşitul transformării peritectice solidificându-se sub formă


180

de cristale de austenită; procesul de solidificare este însoţit de o degajare decăldură (curba de răcire a oţelului este concavă);

* în intervalul de temperaturi (t3;t4) are loc răcirea structuriimonofazice austenitice, fără a se produce modificări structurale (curba derăcire a oţelului este convexă);

* sub temperatura t4 din austenită se formează cristale de ferită, acestproces fiind determinat de necesitatea desfăşurării transformării alotropice Feγ ⇒Feα; se observă că t4 < tG = 910oC, ceea ce conduce la concluzia că transformareaalotropică Feγ ⇒ Feα este frânată de existenţa carbonului dizolvat interstiţial înaustenită; datorită formării feritei se produce o degajare de căldură (curba derăcire a oţelului este concavă), iar concentraţia masică de carbon a austeniteivariază după curba t4S;

* datorită formării feritei, la atingerea temperaturii t5 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlită

transformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire aoţelului prezintă un palier la t5 = 727oC), în urma desfăşurării acestei transformăristructura oţelului fiind alcătuită din doi constituenţi: perlită (P) şi ferită (α);

* la răcirea oţelului în intervalul de temperaturi (t5;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poatefi dizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită terţiară (Fe3C''');datorită formării cementitei terţiare se degajă căldură şi curba de răcire aoţelului este concavă.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structuraoţelului carbon hipoeutectoid este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: perlită (P), ferită (αααα) şi cementită terţiară (Fe3C''').Pe baza analizelor de tipul celor efectuate mai înainte se pot stabili

structurile (faze şi constituenţi), la orice temperatură, pentru orice aliaj dinsistemul Fe - Fe3C. Principalele date privind structurile la temperaturaambiantă ale aliajelor sistemului Fe - Fe3C (fonte albe şi oţeluri carbon) suntprezentate în tabelul 4.2.

Aplicând principiile şi metodele prezentate anterior (v. scap. 2.5) se potconstrui diagramele structurale (de faze şi de constituenţi), la orice temperatură,pentru sistemul de aliaje analizat; de exemplu, diagramele structuralecorespunzătoare temperaturii ambiante sunt prezentate în figura 4.2. Cu ajutorul


181

acestor diagrame se pot determina conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structurile de echilibru ale fontelor albe şi oţelurilor carbon, la oricetemperatură. De asemenea, diagramele structurale pot fi utilizate pentru a estimaconcentraţia masică a carbonului (%C) pentru orice fontă albă sau oţel carbon lacare, prin examinarea unor probe (eşantioane) la microscopul metalografic, s-austabilit conţinuturile procentuale ale diverşilor constituenţi care alcătuiescmicrostructura; astfel:

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unui oţel carbonhipoeutectoid (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de perlită în aceastămicrostructură are valoarea %P, concentraţia masică de carbon a oţelului carbonhipoeutectoid se poate estima cu relaţia:

100750020 P%,,C% m += ; (4.4)

Fig. 4.2. Diagramele structurale la temperatura ta ale aliajelor din sistemul metastabil Fe-Fe3C

* dacă microstructura vizionată la microscop este alcătuită numai dinperlită (100 %P), proba examinată este din oţel carbon eutectoid, cu concentraţiade carbon %Cm = 0,77 %;

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unui oţel carbonhipereutectoid (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de cementită secundară înaceastă microstructură are valoarea %Fe3C'', concentraţia masică de carbon aoţelului carbon hipereutectoid se poate determina cu relaţia:

100

95770 3''

mCFe%,,C% += ; (4.5)


182

Tabelul 4.2. Structurile la temperatură ambiantă ale oţelurilor carbon şi fontelor albe

Denumireaaliajului Faze Constituenţi Microstructura

aliajului

OŢEL CARBONHIPOEUTECTOID

%Cm ∈ (0,02 %;0,77 %)

FERITĂ,CEMENTITĂ

PERLITĂ,FERITĂ,

CEMENTITĂTERŢIARĂ

OŢEL CARBONEUTECTOID%Cm = 0,77 %

FERITĂ,CEMENTITĂ PERLITĂ

OŢEL CARBONHIPEREUTECTOID

%Cm ∈ (0,77 %;2,11 %]

FERITĂ,CEMENTITĂ

PERLITĂ,CEMENTITĂSECUNDARĂ

FONTĂ ALBĂHIPOEUTECTICĂ

%Cm ∈ (2,11 %;4,3 %)

FERITĂ,CEMENTITĂ

LEDEBURITĂTRANSFORMATĂ,

PERLITĂ,CEMENTITĂSECUNDARĂ

FONTĂ ALBĂEUTECTICĂ%Cm = 4,3 %

FERITĂ,CEMENTITĂ

LEDEBURITĂTRANSFORMATĂ

FONTĂ ALBĂHIPEREUTECTICĂ

%Cm ∈ (4,3 %;6,67 %)

FERITĂ,CEMENTITĂ

LEDEBURITĂTRANSFORMATĂ,

CEMENTITĂPRIMARĂ


183

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unei fonte albehipoeutectice (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de ledeburită transformatăîn această microstructură are valoarea %LedTr, concentraţia masică de carbon afontei albe hipoeutectice se poate determina cu relaţia:

100192112 LedTr%,,C% m += ; (4.6)

* dacă microstructura vizionată la microscop este alcătuită numai dinledeburită transformată (100% LedTr), proba examinată este din fontă albăeutectică, cu concentraţia masică de carbon de 4,3%;

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unei fonte albehipereutectice (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de cementită primară înaceastă microstructură are valoarea %Fe3C', concentraţia masică de carbon afontei albe hipereutectice se poate determina cu relaţia:

10037234 3 'CFe%,,C% m += . (4.7)

Aplicând principiile şi metodele prezentate anterior (v. scap. 2.5) se potconstrui şi diagramele de variaţie a conţinuturilor procentuale de faze şi/sauconstituenţi în funcţie de temperatură pentru orice oţel carbon sau fontă albă.

4.3. Oţelurile carbon folosite în tehnică

4.3.1. Proprietăţile structurilor de echilibruale oţelurilor carbon

Conform prezentării anterioare, oţelurile carbon sunt aliaje fier - carbonavând concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,02%;2,11%].

Analiza transformărilor la răcirea din stare lichidă a oţelurilor carbon aevidenţiat că constituentul tipic al structurii de echilibru a acestora esteeutectoidul perlită, care alcătuieşte singur structura (la oţelul eutectoid) sauîmpreună cu constituenţii monofazici separaţi preeutectoid: ferita (la oţelurilehipoeutectoide) sau cementita secundară (la oţelurile hiperuetectoide).

Pentru aprecierea proprietăţilor mecanice ale oţelurilor carbon, în tabelul4.3 sunt prezentate valorile rezistenţei la tracţiune Rm, durităţii HB sau HV şialungirii procentuale după rupere A, pentru constituenţii care pot intra înalcătuirea structurilor de echilibru ale oţelurilor carbon: ferită, cementită şi perlită.

Se obervă că ferita fiind o soluţie solidă interstiţială de carbon în Feα, areproprietăţi de plasticitate foarte bune, dar prezintă duritate şi rezistenţă mecanicăreduse, cementita are duritate mare, dar prezintă proprietăţi de plasticitate şi de


184

rezistenţă la tracţiune foarte scăzute, în timp ce perlita care este un amestecmecanic de ferită (88,7%) şi cementită (11,3%) are rezistenţă mecanicăridicată (datorită efectului de întărire/ranforsare pe care îl au lamelele dure decementită asupra masei de bază feritice a acestui constituent) şi plasticitaterelativ redusă.

Tabel 4.3. Caracteristici mecanice ale constituenţilor structurali de echilibru ai oţelurilor

Caracteristici mecanice

Constituent Rezistenţa la tracţiuneRm, N/mm2 Duritatea

Alungireaprocentuală după

rupere A, % Ferită 280 80 HBS 50 Cementită - 800 HV - Perlită 800 200 HBS 10

Deoarece tipul şi conţinuturile procentuale al constituenţilor structuralidepind de concentraţia masică de carbon, şi proprietăţile oţelurilor carbon suntdependente de aceasta, aşa cum se observă în diagrama din figura 4.3, careconţine curbele de variaţie a valorilor caracteristicilor Rm, A şi HB în funcţie deconcentraţia masică de carbon a oţelurilor. Configuraţia acestor curbesugerează următoarele:

*oţelurile carbon hipoeu-tectoide cu conţinut scăzut decarbon au caracteristici deplasticitate foarte bune, darrezistenţă mecanică şi duritatescăzute, în timp ce la oţelurilecarbon hipoeutectoide cuconcentraţie masică de carbonridicată, rezistenţa la tracţiune şiduritatea cresc, dar scadealungirea procentuală după rupere(caracteristica de plasticitate),datorită creşterii conţinutuluiprocentual de perlită şi reduceriiconţinutului procentual de feritădin structura lor;

* oţelurile eutectoide aurezistenţa la tracţiune maximădatorită structurii completperlitice;

Fig. 4.3. Variaţia principalelor caracteristici mecaniceale oţelurilor carbon în funcţie de

concentraţia masică de carbon


185

* oţelurile hipereutecoide se caracterizează prin variaţia monotoncrescătoare a durităţii odată cu concentraţia masică de carbon, datorită măririiconţinutului procentual de cementită (constituent dur) şi prin micşorareacontinuă a rezistenţei la tracţiune şi a alungirii procentuale după rupere odatăcu creşterea concentraţiei masice de carbon, datorită accentuării efectelorexistenţei în structura de echilibru a acestor oţeluri a reţelei de cementită.

4.3.2. Impurităţile şi elementele însoţitoare ale oţelurilor carbon

Oţelurile carbon folosite în tehnică se obţin prin procedee tehnologice deproducere indirectă, la aplicarea cărora materia primă de bază o constituiefontele, iar procesul principal ce se realizează constă din reducerea concentraţieide carbon a materiei prime la nivelul corespunzător oţelurilor care trebuieobţinute. Procedeele de producere indirectă a oţelurilor carbon sunt de tippirometalurgic, procesele fizico-chimice care se realizează la aplicarea lordesfăşurându-se la temperaturi ridicate, cu materiile prime aflate în stare topită;pentru îndepărtarea componentelor nedorite ale materiei prime şi asigurarea uneipurităţi convenabile a oţelului elaborat se folosesc materiale ajutătoare, numitefondanţi, care se combină chimic cu aceste componente şi determină formareaunor produse metalurgice secundare, numite zgure, care, având densitatea maimică decât cea corespunzătoare oţelului, se separă la suprafaţa băii de oţel topit şipot fi îndepărtate cu uşurinţă. La elaborarea oţelurilor prin astfel de procedee separcurg două etape importante:

* în prima etapă, numită etapa de afinare, încărcătura agregatului deelaborare, alcătuită din fontă (împreună, eventual, cu deşeuri de fontă şi oţel,denumite generic “fier vechi”) şi fondanţi, este adusă în stare topită şi este supusăunui proces de oxidare (de obicei, prin insuflarea de oxigen în încărcătura topită);deoarece încărcătura agregatului de elaborare conţine în cea mai mare parte fier,procesul de oxidare debutează prin formarea unor cantităţi importante de FeO,prin intermediul căruia se realizează apoi decarburarea materiei prime (oxidareacarbonului din materia primă) şi transformarea ei în oţel, conform reacţiei:

C + FeO ⇒ Fe + CO↑ ;* în cea de-a doua etapa, numită etapa de dezoxidare, se realizează

îndepărtarea (reducerea) FeO din oţelul lichid elaborat, prin introducerea unorelemente cu afinitate chimică faţă de oxigen mai mare decât a fierului; proceselede dezoxidare se declanşează şi se realizează pentru oprirea reacţiilor dedecarburare în momentul când oţelul elaborat a atins concentraţia de carbon dorităşi pentru asigurarea unor bune caracteristici de utilizare ale oţelului elaborat.


186

Datorită proceselor fizico-chimice care se desfăşoară la elaborarea lor prinprocedeele industriale actuale, oţelurile carbon folosite în tehnică conţin (pelângă fier şi carbon) şi concentraţii mici de alte elemente chimice, introduseintenţionat sau întâmplător în timpul proceselor de elaborare (cu materiile prime şimaterialele utilizate, din atmosfera sau din materialele de căptuşire ale agregatelorde elaborare etc.) şi care nu sunt (sau nu pot fi în condiţii economice) completîndepărtate în timpul desfăşurării acestor procese. În funcţie de natura influenţelorpe care le au asupra structurii şi proprietăţilor tehnologice şi de utilizare aleoţelurilor carbon, aceste elemente chimice sunt denumite impurităţi (cele cuinfluenţe negative) sau elemente însoţitoare (cele cu influenţe pozitive).

Sulful este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilor carbondatorită prezenţei sale în materiile prime de bază (fontele) folosite la elaborare.

Sulful se poate dizolva în concentraţii masice mici (sub 0,1%) în fierulsolid şi poate forma cu fierul compusul definit FeS (sulfura de fier, caracterizatăprintr-o concentraţie masică de 36,4% S); datorită acestor particularităţi, cristaleledendritice de austenită care se formează la începutul procesului de solidificare aoţelurilor, dizolvă cantităţi reduse de sulf, iar oţelul lichid rămas în spaţiileinterdendritice îşi măreşte concentraţia de sulf şi, la temperatura de 985oC, suferătransformarea eutectică : L30%S ⇒ γ + FeS , sulfura de fier dispunându-se subformă de reţea discontinuă la marginea cristalelor dendritice de austenită. Reţeuade FeS prezintă caracteristici scăzute de plasticitate şi tenacitate şi trece în starelichidă când temperatura oţelului depăşeşte 985oC şi, ca urmare, la oţelurile careconţin sulf şi sunt supuse deformării plastice la cald la temperaturi mai mari de800oC se manifestă un fenomen de decoeziune a cristalelor de austenită prinfisurarea sau topirea reţelei intercristaline de FeS, fenomen numit fragilitate lacald; datorită acestei influenţe nefavorabile (negative), sulful este considerat oimpuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui element în oţelurilecarbon folosite în tehnică fiind limitată la max. 0,06%.

Fosforul, ca şi sulful, este un element care apare în compoziţia chimică aoţelurilor carbon datorită prezenţei sale în materiile prime de bază (fontele)folosite la elaborare.

Fosforul se dizolvă interstiţial în fierul solid în concentraţii masice relativmari; solubilitatea fosforului în Feα este mai mare decât în Feγ , iar prezenţafosforului în ferită sau austenită determină micşorarea solubilităţii carbonului înaceste soluţii solide.

Deoarece fosforul este mult mai solubil în fierul lichid decât în fierulsolid, la cristalizarea primară a oţelurilor carbon apare fenomenul de segregare afosforului: fosforul se distribuie neuniform în cristalele de austenită ce seformează prin solidificarea oţelului lichid, zonele centrale ale cristalelor deaustenită (care se formează la începutul solidificării) fiind sărace în fosfor, iar


187

zonele marginale ale acestor cristale (care se formează spre sfârşitul solidificării,prin cristalizarea lichidului interdendritic îmbogăţit în fosfor) concentrând practicîntreaga cantitate de fosfor a oţelului. Segregaţiile fosforului (separărilepreferenţiale ale fosforului) sunt dificil de eliminat, deoarece fosforul are razaatomică mare şi difuzia acestui element în fier (pentru uniformizarea concentraţieisale în masa cristalelor care alcătuiesc structura oţelurilor) se activează greu şi sedefăşoară cu intensitate scăzută, chiar dacă oţelurile sunt încălzite şi menţinute latemperaturi ridicate pentru efectuarea diverselor prelucrări tehnologice (deformareplastică, tratamente temice etc.).

Prezenţa segregaţiilor fosforului are două efecte negative (nefavorabile)asupra caracteristicilor de utilizare ale oţelurilor:

* micşorează tenacitatea (ridică temperatura de tranziţie ductil-fragil ttr) şiface ca oţelurile să prezinte (la temperatura ambiantă şi la temperaturi joase)tendinţa spre comportarea fragilă la rupere, fenomen denumit fragilitate la rece;

* determină formarea la oţelurile hipoeutectoide deformate plastic la cald aunor structuri alcătuite din şiruri (benzi) alternante de ferită şi perlită, orientate îndirecţia de deformare plastică, care conferă acestor oţeluri o anizotropieaccentuată a caracteristicilor de rezistenţă mecanică şi tenacitate; formareastructurilor în benzi se poate explica astfel:

- oţelurile hipoeutectoide se încălzesc pentru deformarea plastică la cald îndomeniul austenitic, cristalele de austenită care alcătuiesc structura acestor oţeluriavând marginile mai bogate în fosfor şi mai sărace în carbon decât zonele lorcentrale (fosforul dizolvat interstiţial în Feγ micşorează solubilitatea carbonului înaustenită);

- deformarea plastică a cristalelor de austenită determină redistribuireazonelor bogate în fosfor sub formă de şiruri paralele cu direcţia în care serealizează deformarea;

- la răcirea oţelurilor după deformarea plastică, zonele bogate în fosfor alecristalelor de austenită, având concentraţii de carbon scăzute, constituie locurilede germinare preferenţială a cristalelor de ferită preeutectoidă, iar austenita săracăîn fosfor dispusă între şirurile de ferită se transformă în perlită.

Datorită influenţelor nefavorabile (negative) anterior prezentate, fosforuleste considerat o impuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestuielement în oţelurile carbon folosite în tehnică fiind limitată la max. 0,06%.

Azotul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon, datorită contactului oţelurilor lichide cu atmosfera agregatelor în care suntelaborate. Azotul se dizolvă interstiţial în fierul solid în concentraţii masice relativmari, solubilitatea azotului în Feγ fiind mult mai mare decât în Feα; datorităacestor particularităţi, la răcirea lentă a oţelurilor sub temperatura de 600oC existătendinţa separării azotului în exces (ce nu mai poate fi dizolvat de ferită) sub


188

forma nitrurii de fier Fe4N.Oţelurile carbon elaborate prin procedeele tehnologice industriale obişnuite

sunt răcite relativ rapid după solidificare, astfel că procesele de difuzie a azotuluisunt blocate şi structura la temperatură ambiantă a acestor oţeluri conţine cristale deferită suprasaturată în azot ; dacă oţelurile cu o astfel de structură sunt încălzite (întimpul prelucrării tehnologice sau utilizării) la temperaturi mai mari ca 250oC,difuzia azotului este activată şi suprasaturarea în azot a feritei este diminuată saueliminată prin separarea Fe4N. Apariţia în structură a fazei Fe4N (compus geometricde tip interstiţial, v. scap. 2.2.2) determină creşterea durităţii şi micşorareatenacităţii oţelurilor, fenomen denumit îmbătrânire sau fragilitate de albastru(deoarece în jurul temperaturii de 250oC, la care se declanşează procesele deformare a fazei ce determină fragilizarea, oţelurile capătă culoarea albastră);procesele de separare a fazei Fe4N sunt accelerate dacă oţelurile carbon sunt supuseunor operaţii de deformare plastică la rece.

Datorită influenţei nefavorabile (negative) anterior prezentate, azotul esteconsiderat o impuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui elementîn oţelurile carbon folosite în tehnică fiind limitată (în funcţie de procedeul deelaborare folosit şi de destinaţia oţelurilor) la 0,005...0,015 %.

Oxigenul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon datorită umidităţii materiilor prime şi materialelor folosite la elaborare,contactului oţelurilor lichide cu atmosfera agregatelor în care sunt elaborate sauparticularităţilor tehnologice ale procedeelor de elaborare utilizate (insuflarea deoxigen în etapa de afinare).

Oxigenul se află în structura oţelurilor carbon sub formă de oxizi (înprincipal, FeO), prezenţa în cantitate mare (datorită nedezoxidării corespunzătoarea oţelurilor la elaborare sau datorită încălzirii şi menţinerii oţelurilor în atmosfereoxidante în cursul prelucrării tehnologice sau utilizării lor în diverse aplicaţii) şidispunerea nefavorabilă a oxizilor (de exemplu, sub forma unei reţeleintercristaline) determinând micşorarea tenacităţii oţelurilor şi comportarea lornecorespunzătoare (fisurarea) la deformarea plastică.

Datorită influenţelor nefavorabile (negative), oxigenul este considerat oimpuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui element în oţelurilecarbon folosite în tehnică fiind limitată la max. 0,05%.

Hidrogenul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon datorită umidităţii materiilor prime şi materialelor folosite la elaborare.

Datorită razei atomice foarte mici, hidrogenul se dizolvă interstiţial şidifuzează uşor în fier. În cursul răcirii oţelurilor după solidificare, atomii dehidrogen dizolvaţi în fier difuzează (datorită scăderii accentuate a solubilităţiihidrogenului în fier odată cu temperatura), se acumulează în zonele cuimperfecţiuni ale structurii cristaline (concentrări de dislocaţii, limite de


189

subcristale, limite de cristale etc.) şi se transformă în hidrogen molecular (care arecapacitate scăzută de deplasare prin difuzie); datorită creşterii presiunii, în zonelecu acumulări de hidrogen din structura oţelurilor se produc microfisuri, numitefulgi, care se evidenţiază pe suprafeţele de rupere ale oţelurilor ca nişte microzonecirculare sau eliptice, mate, de culoare deschisă şi care, generând un efectînsemnat de concentrare a tensiunilor mecanice, determină scăderea rezistenţeimecanice şi tenacităţii oţelurilor.

Datorită acestor influenţe nefavorabile (negative), hidrogenul esteconsiderat o impuritate a oţelurilor carbon.

Siliciul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon datorită prezenţei sale în materiile prime de bază (fontele) folosite laelaborare şi datorită introducerii sale intenţionate (sub formă de aliaj Fe-Si, numitferosiliciu) în etapa de dezoxidare a elaborării.

Introducerea siliciului în oţelurile lichide aflate în curs de elaboraredetermină declanşarea reacţiei de dezoxidare: FeO + Si ⇒ Fe + SiO2, omare parte din SiO2 format trecând în zgură, iar restul rămânând în oţeluri subformă de incluziuni.

Datorită acestei influenţe favorabile (pozitive) , siliciul este considerat unelement însoţitor al oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui element înoţelurile carbon folosite în tehnică fiind de 0,2...0,5%.

Manganul, ca şi siliciul, este un element care apare în compoziţiachimică a oţelurilor carbon datorită prezenţei sale în materiile prime de bază(fontele) folosite la elaborare şi datorită introducerii sale intenţionate (sub formăde aliaj Fe-Mn, numit feromangan) în etapa de dezoxidare a elaborării.

Introducerea manganului în oţelurile lichide aflate în curs de elaboraredetermină declanşarea reacţiei de dezoxidare: FeO + Mn ⇒ Fe + MnO, omare parte din MnO format trecând în zgură, iar restul rămânând în oţeluri subformă de incluziuni.

Deoarece afinitatea chimică faţă de sulf a manganului este mai maredecât a fierului, introducerea manganului în oţelurile lichide aflate în curs deelaborare determină şi desfăşurarea reacţiei de desulfurare: FeS + Mn ⇒ Fe +MnS, o parte din MnS formată trecând în zgură, iar restul rămânând în oţeluri;în aceste condiţii, în structura primară a oţelurilor elaborate nu mai apareeutecticul uşor fuzibil (γ + FeS), ci eutecticul (γ + MnS), cu temperatura detrecere în stare lichidă de aproximativ 1600oC şi fenomenul (negativ) defragilitate la cald nu se mai poate produce.

Datorită influenţelor favorabile (pozitive) anterior menţionate,manganul este considerat un element însoţitor al oţelurilor carbon,concentraţia masică a acestui element în oţelurile carbon folosite în tehnicăfiind de 0,5...0,8%.


190

4.3.3. Aprecierea purităţii oţelurilor

Concentraţiile masice ale impurităţilor şi elementelor însoţitoare conţinute deoţelurile carbon se pot determina prin metode fizico-chimice speciale. Ţinând seamacă solubilitatea acestor componente în fier este mică şi că cea mai mare parte dincantitatea de astfel de componente prezentă în oţeluri este legată sub formă decompuşi chimici (oxizi: FeO, MnO, SiO2 etc., silicaţi: (FeO)⋅SiO2, (FeO)2⋅SiO2,(MnO)⋅SiO2 etc., sulfuri: FeS, MnS etc., nitruri), denumiţi (datorită caracterului lorchimic şi modului de distribuire în structura oţelurilor) incluziuni nemetalice, pentruaprecierea purităţii oţelurilor se foloseşte în mod curet metoda metalograficămicroscopică de determinare a conţinutului de incluziuni nemetalice, reglementată lanoi în ţară prin STAS 5949. La aplicarea acestei metode se parcurg următoarele etape:

* din produsul sau semifabricatul din oţel supus cercetării se prelevează maimulte (cel puţin trei) probe (eşantioane) metalografice, care se pregătesc, prinşlefuire şi lustruire (fără a fi atacate cu reactivi metalografici), pentru examinarea lamicroscopul metalografic; dacă produsul sau semifabricatul din care se extragprobele metalografice a fost prelucrat prin deformare plastică, suprafeţele planepregătite prin şlefuire şi lustruire trebuie să conţină direcţia de deformare, astfel încâtla examinarea microscopică să se poată evidenţia comportarea la deformare aincluziunilor existente (incluziuni plastice, incluziuni fragile, incluziuni nedeformate);

* fiecare eşantion metalografic este examinat la microscopul metalograficla mărirea de 100 X, căutându-se cele mai impure trei câmpuri (câmpurile pe carese evidenţiază cele mai mari conţinuturi de impurităţi); aprecierea conţinutului deincluziuni al fiecăruia din aceste câmpuri se face considerând pe rând diversetipuri de incluziuni, definite ţinând seama de natura chimică, de formaparticulelor, de modul de dispunere în structură şi de caracteristicile de plasticitateale incluziunilor (de exemplu, oxizi punctiformi, silicaţi fragili, silicaţi plastici,silicaţi nedeformabili etc.) şi comparând imaginea microscopică cu un grup deimagini etalon, în care fiecare imagine este însoţită de un număr convenţional(cuprins între 1 şi 5), numit punctaj; conţinutul corespunzător fiecărui tip deincluziuni se exprimă prin punctajul corespunzător imaginii etalon care prezintă ocantitate de incluziuni echivalentă celei constatate în câmpul examinatmicroscopic;

* după examinarea tuturor probelor şi stabilirea punctajelor pe tipuri deincluziuni se stabilesc diverse caracteristici de apreciere globală a conţinutului deincluziuni nemetalice (şi, indirect, a purităţii) oţelului cercetat: punctajul maximpe tipuri de incluziuni, punctajul mediu pe tipuri de incluziuni, suma punctajelorpe acelaşi câmp etc.


191

4.4. Diagrama de echilibru stabil Fe - C.Fontele cenuşii

Diagrama de echilibru stabil Fe-C (construită experimental) areconfiguraţia asemănătoare diagramei de echilibru metastabil Fe − Fe3C, darunele linii şi puncte caracteristice au poziţiile uşor modificate. Ţinând seama deaceastă particularitate, aşa cum se poate vedea în figura 4.4, diagramele deechilibru Fe - C şi Fe - Fe3C se reprezintă împreună, liniile cu poziţii modificateale diagramei Fe - C fiind desenate punctat, iar literele care marchează punctelecaracteristice cu poziţii modificate ale diagramei Fe - C (aceleaşi ca şi îndiagrama Fe - Fe3C) sunt însoţite de semnul ‘ (prim). Abscisele (concentraţiilemasice de carbon) şi ordonatele (temperaturile) punctelor caracteristice alediagramei de echilibru stabil Fe - C sunt precizate în tabelul 4.4.

Fazele care apar în diagrama de echilibru stabil Fe - C au semnificaţiacunoscută: L este soluţia lichidă a componentelor Fe şi C; γ - austenita (soluţiasolidă interstiţială de carbon în Feγ, γ ≡ Feγ(C)); α, - ferita (soluţia solidăinterstiţială de carbon în modificaţia Feα stabilă la temperturi joase,α ≡ Feα(C)); C - grafitul (carbonul liber).

În cazul aliajelor din sistemul fier-carbon, formarea structurilor înconformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe - C este posiblă dacă suntîndeplinite simultan următoarele condiţii:

* aliajele au concentraţia masică de carbon suficient de ridicată pentru ase asigura apariţia grafitului (carbonului liber) în structurile care se formează larăcirea lor din stare lichidă; ca urmare, în general, formarea unor structuri avândgrafitul ca fază este posibilă numai în cazul fontelor;

* aliajele sunt răcite foarte lent (cu viteză foarte mică) din stare lichidă,pentru asigurarea desfăşurării transformărilor structurale în condiţiilecorespunzătoare atingerii stărilor de echilibru stabil; deoarece viteza de răcire aaliajelor turnate în forme este invers proporţională cu grosimea pereţilorproduselor sau semifabricatelor care trebuie realizate, rezultă că structurileavând grafitul ca fază pot să se formeze numai în piesele cu pereţi groşi turnatedin aliaje fier-carbon;

* aliajele au în compoziţia chimică (pe lângă fier şi carbon) concentraţiimasice suficient de mari de siliciu (şi alte elemente cu efect grafitizant, cum ar fifosforul, aluminiul, nichelul şi cuprul); prezenţa siliciului în aliajele fier-carbontopite asigură (în timpul solidificării şi răcirii lor) formarea cu prioritate a unorcompuşi de tipul Fe3Si, FeSi sau FeSi2, care fixează fierul, împiedică formareacementitei (Fe3C) sau produce descompunerea acesteia (prin reacţii de tipul


192

Fe3C + Si ⇒ Fe3Si + C) şi asigură carbonul liber necesar constituiriigermenilor de grafit.

Ţinând seama de condiţiile anterior prezentate, rezultă că formareaintegrală a structurilor în conformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe-C esteposibilă numai în cazul fontelor care au în compoziţie concentraţii suficient demari de Si şi care sunt răcite foarte lent din stare lichidă; pe măsură ceconcentraţiile de Si ale fontelor scad şi/sau vitezele cu care sunt răcite din starelichidă cresc, transformările structurale se produc parţial (sau nu se producdeloc) în conformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe-C şi parţial (sau integral)în conformitate cu diagrama de echilibru metastabil Fe − Fe3C.

Fig. 4.4. Diagrama de echilibru stabil Fe-C

Tabelul 4.4. Coordonatele punctelor din diagrama stabilă Fe − CPunctul A C‘ D‘ E‘ F‘ G K‘ P‘ Q S‘Abscisa,

%Cm0 4,26 100 2,08 100 0 100 0,02 0,00.. 0,68

Ordonata,oC 1538 1154 3540 1154 1154 910 738 738 ta 738


193

A. Pentru a evidenţia modul de formare a structurilor în conformitate cudiagrama de echilibru stabil Fe-C, se consideră cazul unei fonte hipoeutectice careare în compoziţie o concentraţie suficient de mare de siliciu şi este răcită foartelent din stare lichidă. Transformările structurale ale acestei fonte ( marcată pediagrama de echilibru din fig.4.4 prin verticala I) sunt prezentate în continuare:

* la temperatura t0 fonta se află în stare lichidă şi se menţine în aceastăstare până la temperatura t1;

* în intervalul de temperaturi (t1;t2), în fonta lichidă apar cristale poliedricede austenită, iar concentraţia de carbon a fazei L creşte după linia t1C‘;

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 1153oC(corespunzătoare izotermei E‘C‘F‘), faza L are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului C‘ (4,26%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectice:

L ⇒ Feγ(C) + C sau L ⇒ γ + Grafit.Transformarea eutectică se poate desfăşura nu numai prin mecanismul

direct prezentat mai înainte, care presupune formarea simultană din L a cristalelorde austenită şi grafit, ci şi printr-un mecanism indirect, care presupune relizareamai întâi a transformării eutectice în conformitate cu diagrama de echilibrumetastabil (formarea din faza L a unui amestec de austenită şi cementită) şidescompunerea ulterioară a cementitei în austenită şi grafit:

L ⇒ Feγ(C) + Fe3C sau L ⇒ γ + Fe3C ⇓ ⇓

Feγ(C) + C γ + Grafit. Rezultatul desfăşurării transformării eutectice (prin oricare din cele douămecanisme descrise mai înainte) este amestecul mecanic de austenită şi grafit,denumit eutectic cu grafit; deoarece acest eutectic este de tip neregulat, fiindalcătuit dintr-o fază metalică (austenita) şi o fază nemetalică (grafitul) care nu-şiinfluenţează reciproc germinarea, aspectul metalografic al acestui eutectic esteatipic, cele două faze ale sale apărând ca două faze distincte (spre deosebire deaspectul metalografic tipic al amestecurilor mecanice, care se caracterizează prindistribuirea uniformă a cristalelor unei faze în masa alcătuită din cristaleleceleilalte faze sau prin distribuirea alternantă a formaţiunilor cristaline lamelareale celor două faze).

Forma grafitului care rezultă prin transformarea eutectică este determinatăde următoarele particularităţi ale apariţiei acestei faze: a) fiecare germen de grafitcare apare în faza lichidă (în principal datorită efectelor anterior menţionate aleprezenţei siliciului în compoziţia fontei) are formă lamelară (deoarece grafitul arestructură cristalină de tip hexagonal şi dezvoltarea germenilor se realizeazăpreferenţial pe direcţiile conţinute în planul bazal, cu indicii Miller-Bravais (0001))şi este înconjurat rapid (pe feţe) de câte doi germeni de austenită; b) creşterea


194

fiecărui germen de grafit se face pe seama carbonului transferat prin difuzie din fazalichidă; germenul se dezvoltă preferenţial în circumferinţă (deoarece în zonacircumferinţei germenul este în contact direct cu faza lichidă din care sealimentează cu carbon) şi mai puţin în grosime (deoarece alimentarea cu carbonpentru creşterea grosimii germenului este dificilă, carbonul trebuind să traversezeprin difuzie germenii de austenită care îl învelesc). Datorită acestor particularităţi,grafitul care rezultă prin transformarea eutectică are formă lamelară.

* La răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t2,t3), solubilitateacarbonului în austenită scade după linia E‘S‘ şi carbonul în exces (ce nu mai poatefi dizolvat de austenită) se separă sub formă de grafit; preluând convenţia denotare a cementitei la aliajele care îşi formează structurile după diagrama deechilibru metastabil Fe-Fe3C, grafitul separat din austenită este denumit grafitsecundar. Grafitul secundar se depune pe formaţiunile lamelare de grafitpreexistente în structura fontei şi nu se poate evidenţia ca o fază distinctă(decelabilă microscopic) a acestei structuri.

* Datorită separării grafitului secundar, la atingerea temperaturii t3 = 727oC(corespunzătoare izotermei P‘S‘K‘) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S‘ (0,68%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + C sau γ ⇒ α + Grafit.Transformarea eutectoidă se poate desfăşura nu numai prin mecanismul

direct prezentat mai înainte, care presupune formarea simultană din austenită acristalelor de ferită şi grafit, ci şi printr-un mecanism indirect, care presupunerelizarea mai întâi a transformării eutectoide în conformitate cu diagrama deechilibru metastabil (formarea din austenită a unui amestec de ferită şi cementită)şi descompunerea ulterioară a cementitei în ferită şi grafit:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + Fe3C sau γ ⇒ α + Fe3C ⇓ ⇓

Feα(C) + C α + Grafit.Deoarece grafitul se depune în principal pe formaţiunile lamelare de grafit

deja existente în structura fontei, amestecul mecanic de ferită şi grafit, numiteutectoid cu grafit, nu are aspectul metalografic tipic unui amestec eutectoid şise poate considera că structura fontei analizate va fi alcătuită după desfăşurareatransformării eutectoide din doă faze distincte: ferită şi grafit lamelar.

* La răcirea fontei în intervalul (t3;ta), solubilitatea carbonului în ferităscade după linia P‘Q şi carbonul în exces (ce nu mai poate fi dizolvat de ferită) sesepară sub formă de grafit terţiar, care se depune pe formaţiunile de grafitpreexistente în structura fontei şi nu apare ca o fază distinctă (decelabilămicroscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structura fontei


195

analizate este alcătuită din :faze: ferită (αααα) şi grafit;constituenţi: ferită (αααα) şi grafit lamelar.Fontele care conţin grafit în structură sunt denumite precizând: a) forma

grafitului şi/sau metoda de activare a grafitizării; b) constituenţii metalografici carealcătuiesc masa metalică de bază a fontei la ta. Fontele care conţin în structură grafitlamelar, obţinut (în principal) datorită efectului grafitizant al Si introdus în compoziţiaacestora la elaborare (în stare lichidă), sunt numite fonte cenuşii; ca urmare, încondiţiile de solidificare şi răcire anterior menţionate fonta analizată este o fontăcenuşie feritică (″cenuşie″, pentru că are în structură grafit lamelar şi ″feritică″,pentru că structura masei metalice de bază a fontei este alcătuită din cristale de ferită).

B. Dacă fonta analizată (aliajul marcat prin verticala I pe diagrama din fig.4.4) are o concentraţie de Si mai mică şi/sau este răcită mai rapid din stare lichidă decâtîn cazul considerat anterior (cazul A), unele din transformările structurale nu se maiproduc în conformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe-C, ci după diagrama deechilibru metastabil Fe-Fe3C. Astfel, este posibil ca transformările structurale de latemperaturi ridicate (începutul cristalizării primare, transformarea eutectică şisepararea grafitului secundar din austenită) să se desfăşoare în conformitate cudiagrama de echilibru stabil Fe-C, iar transformarea eutectoidă (şi toate transformărileulterioare) să se producă în conformitate cu diagrama de echilibru metastabilFe − Fe3C:

Feγ(C) ⇒ [Feα(C) + Fe3C] sau γ ⇒ (α + Fe3C). Perlită Perlită

In acest caz fonta analizată va prezenta la ta o structură alcătuită din:faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C) şi grafit;constituenţi: perlită (P) şi grafit lamelar;

ca urmare, în condiţiile mai sus menţionate fonta analizată este o fontă cenuşieperlitică.

C. Dacă fonta analizată (aliajul marcat prin verticala I pe diagrama din fig.4.4)are o concentraţie de Si foarte mică şi/sau este răcită rapid din stare lichidă, toatetransformările structurale se vor produce în conformitate cu diagrama de echilibrumetastabil Fe-Fe3C (aşa cum s-a prezentat în scap. 4.2 b) şi fonta va prezenta la ta ostructură de fontă albă hipoeutectică, alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P) şi cementită

secundară (Fe3C”).D. Evident, este posibil ca transformările structurale ale fontei analizate să se

realizeze în condiţii intermediare cazurilor anterior considerate:* în condiţii intermediare cazurilor A şi B fonta prezintă la ta o structură

alcătuită din:


196

faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C) şi grafit;constituenţi: ferită (αααα), perlită (P) şi grafit lamelar;

ca urmare, în aceste condiţii fonta analizată este o fontă cenuşie ferito-perlitică.* în condiţii intermediare cazurilor B şi C fonta prezintă la ta o structură

alcătuită din:faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C)şi grafit;constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P), cementită

secundară (Fe3C”) şi grafit lamelar; deoarece această structură este o combinaţie între structurile fontei cenuşiiperlitice şi fontei albe hipoeutectice, fonta analizată este denumită în acest cazfontă pestriţă.

Având în vedere particularităţile (anterior prezentate) ale formăriistructurilor în cazul fontelor cenuşii, la elaborarea, prelucrarea şi utilizarea acestoraliaje trebuie luate în consideraţie următoarele aspecte:

a) Structura pieselor turnate din fontă cenuşie este determinată deconcentraţile carbonului şi siliciului în compoziţia fontei şi de viteza de răcire apieselor turnate, care are valori cu atât mai mari cu cât piesele au pereţii maisubţiri. Pentru a putea estima tipul structurii care se formează la solidificarea şirăcirea pieselor turnate din fontă se foloseşte diagrama structurală a fontelorprezentată în figura 4.5; această diagramă conţine domeniile corespunzătoarediferitelor structuri ale pieselor turnate din fontă, în funcţie de grosimea pereţilorpieselor turnate s (în mm), înscrisă în abscisa diagramei şi de suma concentraţiilormasice de carbon şi siliciu ale fontei din care se realizează piesele %(C+Si),înscrisă în ordonata diagramei.

b) Caracteristicile de rezistenţă mecanică, plasticitate şi tenacitate alefontelor cenuşii sunt influenţate atât de tipul structurii masei metalice de bază, câtşi de prezenţa în structură a formaţiunilor de grafit lamelar.

* Fontele cu masa metalică de bază perlitică au cea mai mare rezistenţămecanică (cele mai mari valori ale caracteristicilor Rm şi HB) şi plasticitatea ceamai scăzută (cele mai mici valori ale caracteristicilor A şi Z), în timp ce fontele cumasa metalică de bază feritică au caracteristicile de rezistenţă mecanică cele maiscăzute, dar prezintă plasticitatea cea mai mare; evident, fontele cu masa metalicăde bază ferito-perlitică au caracteristicile de rezistenţă mecanică şi plasticitatesituate la niveluri intermediare celor corespunzătoare fontelor perlitice şi feritice;

* Caracteristicile de rezistenţă mecanică, plasticitate şi tenacitate alefontelor sunt influenţate esenţial de cantitatea, forma, dimensiunile şi distribuţiagrafitului în structura acestor aliaje; grafitul este o fază fragilă, cu rezistenţămecanică foarte scăzută, astfel că formaţiunile de grafit lamelar din structurafontelor cenuşii se comportă ca nişte discontinuităţi (goluri, fisuri) carediminuează secţiunea portantă (care preia solicitările mecanice) a pieselor din


197

fontă şi exercită un puternic efect de concentrator de tensiuni (care determinămicşorarea plasticităţii şi tenacităţii pieselor din fonte cenuşii şi sporirea tendinţeiacestora către comportarea fragilă la rupere).

Fig. 4.5 Diagrama structurală a fontelor

Creşterea plasticităţii şi tenacităţii fontelor cu grafit în structură,concomitent cu sporirea caracteristicilor de rezistenţă mecanică, se poate realizaprin finisarea (micşorarea dimensiunilor), distribuirea uniformă şi rotunjirea(sferoidizarea) formaţiunilor de grafit.

4.5. Fontele maleabile

Fontele maleabile sunt fonte care au în structură formaţiuni compacte şirotunjite de grafit, numite aglomerări sau cuiburi de grafit. Datorită formeirotunjite, efectul de concentrare a tensiunilor mecanice produs de acesteconcentrări este redus şi fontele maleabile prezintă caracteristici de plasticitate şitenacitate superioare caracteristicilor corespunzătoare fontelor cenuşii (cu grafit


198

lamelar) echivalente(cu acelaşi conţinut procentual de grafit în structură); atributul“maleabile” conferit acestor fonte din aceste motive, nu trebuie să conducă laideea că semifabricatele şi piesele din astfel de materiale pot fi prelucrate prindeformare plastică.

Piesele din fonte maleabile se obţin printr-un proces tehnologic careimplică parcurgerea a două etape:

* în prima etapă, piesele cu configuraţia şi dimensiunile dorite serealizează prin turnare din fontă albă (fontă cu conţinut scăzut de siliciu, la caretoate transformările structurale la răcirea din stare lichidă se realizează înconformitate cu diagrama de echilibru metastabil Fe-Fe3C); de obicei se utilizeazăfonte albe hipoeutectice şi, ca urmare, structura care se obţine după solidificarea şirăcirea până la ta conţine fazele: ferită şi cementită şi constituenţii: ledeburitătransformată, perlită şi cementită secundară;

* în etapa a doua , piesele turnate cu structură de fontă albă sunt supuseunor operaţii tehnologice care constau din reîncălzirea (recoacerea) pieselor latemperaturi înalte, menţinerea îndelungată a pieselor la aceste temperaturi şi/saurăcirea foarte lentă a pieselor de la aceste temperaturi, în scopul descompuneriitotale sau parţiale a cementitei şi generării în structura piesei a cuiburilor de grafit(carbon liber); datorită naturii şi efectelor operaţiilor care se execută, această etapăeste denumită etapa tratamentului termic de recoacere de maleabilizare.

Structura masei metalice de bază a pieselor din fontă maleabilă şiconţinutul procentual al cuiburilor de grafit în această structură sunt determinateatât de regimul termic al tratamentului de maleabilizare efectuat (caracterizat prinvalorile temperaturilor de încălzire, duratele de menţinere la aceste temperaturi,mărimea vitezelor de răcire de la temperaturile de lucru etc.) cât şi de caracterulneutru sau oxidant al mediului în care se execută tratamentul. Principalelemodalităţi de efectuare a tratamentului de recoacere de maleabilizare suntprezentate în continuare.

4.5.1. Maleabilizarea în mediu neutru

In acest caz agregatul în care se execută tratamentul de maleabilizare esteun cuptor (special) cu atmosferă controlată sau un cuptor obişnuit, în care pieseledin fontă albă ce urmează a fi tratate se introduc împachetate într-un mediu neutrualcătuit din nisip şi/sau praf de şamotă. În funcţie de scopul urmărit (structura carese doreşte a fi conferită pieselor tratate) există două variante de realizare amaleabilizării în mediu neutru.

A. In cazul în care se doreşte ca structura pieselor după maleabilizare săaibă masa metalică de bază complet feritică, tratamentul termic de maleabilizarese conduce astfel:


199

* piesele turnate din fontă albă se încălzesc la ti1 = 930…1000oC şi semenţin la această temperatură o durată τm1 = 8…30 ore, funcţie de compoziţiachimică a fontei din care s-au turnat piesele (caracterizată prin concentraţiilemasice de carbon şi siliciu ale fontei) şi de grosimea pieselor turnate supusetratamentului; încălzirea la ti1 face ca structura pieselor turnate să conţină fazelecementită şi austenită (v. diagrama de echilibru metastabil Fe-Fe3C), iarmenţinerea îndelungată la ti1 determină realizarea unei prime etape de grafitizare afontei, prin descompunerea cementitei conform schemei:

Fe3C ⇒ Feγ(C) + C;cementită austenită grafit

* piesele turnate se răcesc lent (cu viteza de 40…50oC/oră) până la 750oCşi apoi foarte lent (cu viteza de 2…5oC/oră) până la 630…650oC; datorită răciriifoarte lente, la traversarea temperaturilor din zona izotermei tP’S’K’ se producetransformarea eutectoidă conform schemei:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + Fe3Caustenită ferită cementită

⇓ Feα(C) + C;

ferită grafit

* piesele turnate sunt răcite în aer până la ta; datorită transformărilorstructurale descrise anterior, piesele vor prezenta la ta o structură alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi grafit;constituenţi: ferită (αααα) şi grafit;

această structură corespunde unei fonte maleabile feritice (“maleabilă” deoarececonţine cuiburile de grafit obţinute prin aplicarea tratamentului de maleabilizare şi“feritică” deoarece structura masei metalice de bază este alcătuită numai dingrăunţi cristalini de ferită); întreaga cantitate de carbon conţinută de fontă se aflădispusă în structură sub formă de grafit (carbon liber) şi, ca urmare, suprafeţele derupere (spargere) ale pieselor cu o astfel de structură au culoare închisă şi acesttip de fontă este denumit: fontă maleabilă feritică cu miez negru (sesimbolizează Fmn).

Modul de conducere (descris anterior) al tratamentului de maleabilizarepentru obţinerea pieselor cu structură de fontă maleabilă feritică cu miez negrueste prezentat sintetic în diagrama din figura 4.6.

B. În cazul în care se doreşte ca structura pieselor după maleabilizare săaibă masa metalică de bază perlitică, tratamentul termic de maleabilizare seconduce astfel:

* piesele turnate din fontă albă se încălzesc la ti1 = 930…1000oC şi semenţin la această temperatură o durată τm1 = 8…30 ore, funcţie de compoziţiachimică a fontei din care sau turnat piesele (caracterizată prin concentraţiile


200

masice de carbon şi siliciu ale fontei) şi de grosimea pieselor turnate supusetratamentului; încălzirea la ti1 face ca structura pieselor turnate să conţină fazelecementită şi austenită (v. diagrama de echilibru metastabil Fe-Fe3C), iarmenţinerea îndelungată la ti1 determină realizarea unei prime etape de grafitizare afontei prin descompunerea cementitei conform schemei:

Fe3C ⇒ Feγ(C) + C; cementită austenită grafit

Fig. 4.6. Diagrama tratamentului de recoacere de maleabilizare pentru obţinereafontelor maleabile feritice

* după menţinerea la ti1, piesele turnate se răcesc în aer până la ta; datoritărăcirii cu viteză mare, la traversarea temperaturilor din zona izotermei tPSK seproduce transformarea eutectoidă, conform, schemei:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + Fe3C; austenită ferită cementită

perlitădatorită transformărilor structurale descrise anterior piesele vor prezenta la ta ostructură alcătuită din:

faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C) şi grafit;constituenţi: perlită lamelară (P) şi grafit;


201

această structură corespunde unei fonte maleabile perlitice (“maleabilă”deoarece conţine cuiburi de grafit obţinute prin aplicarea tratamentului demaleabilizare şi “perlitică”, deoarece structura masei metalice de bază estealcătuită numai din perlită); fontele maleabile perlitice se simbolizează Fmp.

Modul de conducere (descris anterior) al tratamentului de maleabilizarepentru obţinerea pieselor cu structură de fontă maleabilă perlitică este prezentatsintetic în diagrama din figura 4.7.

Fig. 4.7. Diagrama tratamentului de maleabilizare pentru obţinerea fontelor maleabile perlitice

Pentru creşterea caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate ale maseimetalice de bază, piesele din fontă maleabilă perlitică se pot supune uneireîncălziri (recoaceri) la ti2 = 700…710oC şi unei menţineri la această temperaturăcu durata τm2 = 10…15 ore (urmată de răcirea pieselor în aer până la ta), pentrutransformarea perlitei lamelare în perlită globulară (transformarea cementiteilamelare în cementită globulară), aşa cum se arată în figura 4.7.


202

4.5.2. Maleabilizarea în mediu oxidant

In acest caz, agregatul în care se execută tratamentul de maleabilizare este uncuptor (special) cu atmosferă controlată oxidantă sau un cuptor obişnuit, în carepiesele din fontă albă ce urmează a fi tratate se introduc împachetate într-un mediuoxidant, alcătuit din minereu de fier sau arsură (oxid) de fier. Regimul termic altratamentului este identic celui corespunzător aplicării variantei de maleabilizare A şipiesele vor avea la ta (după aplicarea tratamentului) structura alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi grafit;constituentţi: ferită (αααα) şi grafit.Deoarece mediul în care se află piesele din fontă în timpul maleabilizării

este oxidant, carbonul liber (grafitul) din stratul superficial al pieselorreacţionează cu oxigenul din acest mediu, formându-se CO şi CO2 care se degajăîn atmosfera cuptorului. Datorită acestui proces, concentraţia de carbon în stratulsuperficial al pieselor devine mai mică decât cea existentă în miezul pieselor, secrează un gradient (diferenţă) al concentraţiei de carbon şi se activează un procesde difuzie care transferă carbonul din miezul pieselor spre stratul lor superficial şiasigură continuitatea reacţiilor de oxidare a carbonului (prin care se realizeazădecarburarea pieselor).

Modul de conducere a tratamentului de maleabilizare şi reacţiile de oxidarea carbonului care se produc concomitent cu maleabilizarea determină obţinereaunor piese cu structură de fontă maleabilă feritică, în care ponderea formaţiunilorde grafit este foarte redusă, putând ajunge de multe ori chiar la zero (reacţiile deoxidare pot afecta practic întreaga cantitate de carbon a pieselor tratate şi acesteacapătă în urma maleabilizării o structură monofazică feritică, asemănătoarestructurii oţelurilor hipoeutectoide cu conţinut foarte scăzut de carbon); datorităacestor particularităţi structurale, suprafeţele de rupere (spargere) ale pieselor dinfontă maleabilizată în mediu oxidant au culoare deschisă şi acest tip de fontă estedenumit fontă maleabilă feritică cu miez alb (se simbolizează Fma).

4.6 Fontele modificate

Fontele modificate se obţin introducând în fontele cenuşii (aliajeFe-C-Si) lichide (elaborate şi pregătite pentru turnarea pieselor) cantităţi micide substanţe (numite modificatori) care schimbă mecanismul obşnuit (valabilîn cazul fontelor cenuşii, v. scap. 4.4.) al germinării şi creşterii formaţiunilorde grafit la solidificarea fontelor.

Introducerea modificatorilor are următoarele efecte principale:


203

* asigură formarea în fontele cenuşii topite a unor particule insolubile decompuşi chimici (oxizi, carburi, nitruri) care determină germinarea eterogenă afazelor la solidificarea fontei; datorită acestui efect, prezenţa modificatoriloraccelerează procesele de solidificare (ceea ce echivalează cu o creştere a subrăciriisau cu o creştere a vitezei de răcire la solidificare) şi determină tendinţa desfăşurăriitransformărilor la solidificare şi răcire în conformitate cu diagrama de echilibrumetastabil Fe-Fe3C (formarea unor structuri de fontă albă); această tendinţă nedorităeste eliminată, dacă, odată cu sau după introducerea modificatorilor se adaugă ocantitate suplimentară de elemente grafitizante (se face o postmodificare cuelemente grafitizante: Si, Al, Ni…);

* asigură efectele unor substanţe active, care intervin în procesul formăriigrafitului în structura fontelor şi determină generarea unor formaţiuni de grafitcu altă configuraţie decât cea lamelară.

Deoarece modificatorii sunt substanţe foarte active, reacţiile acestora cufonta lichidă în care se introduc pot fi violente şi pot da naştere la accidente; dinaceste motive, la modificarea fontelor trebuie luate măsuri speciale (folosirea unoroale speciale de modificare, aplicarea unor tehnologii adecvate de introducere amodificatorilor etc.).

In funcţie de tipul modificatorilor utilizaţi şi de efectele produse prinintroducerea acestora, există mai multe categorii de fonte modificate.

A. Fonte modificate cu grafit lamelar; în acest caz se utilizează camodificatori Ca şi Ba, iar ca elemente de postmodificare şi ajutătoare - Si, Al, Zr,Ti; în prezent pentru realizarea fontelor din această categorie, se utilizeazăferoaliaje complexe de tipul Fe-Si-Al-Ba-Ca, cunoscute sub denumirea comercialăde aliaje MODIFIN. Modificatorii şi celelalte elemente ajutătoare introduse înfonta cenuşie topită formează particule insolubile (de tipul CaO, BaO, SiO2, Al2O3,TiC, AlN…) fine, foarte numeroase şi uniform distribuite, pe care se realizeazăgerminarea grafitului şi austenitei la transformarea eutectică (v. scap 4.4). Ca urmare,solidificarea şi răcirea fontei conduce la obţinerea unei structuri cu un număr mare deformaţiuni fine de grafit lamelar cu marginile rotunjite, uniform distribuite în masametalică de bază, care, în funcţie de conţinuturile de carbon şi siliciu ale fontei, poatefi feritică, ferito-perlitică sau perlitică (v. fig.4.8).

B. Fonte modificate cu grafit nodular (fonte nodulare); în acest caz seutilizează ca modificator magneziul (împreună, uneori, cu cantităţi mici de ceriu),iar ca elemente de postmodificare şi ajutătoare - Si, Ni, Sr, Ca, Al; în prezent,pentru realizarea fontelor din această categorie, se utilizează feroaliaje ternare detipul Fe-Si-Mg sau feroaliaje complexe de tipul Fe-Si-Mg-Ca-Al, cunoscute subdenumirea comercială de aliaje NODULIN.

Prezenţa modificatorilor şi a celorlalte elemente introduse în fonta cenuşietopită are, în acest caz, două efecte:


204

Fig. 4.8. Microstructurile fontelor modificate

* asigură germinarea eterogenă a formaţiunilor de grafit pe un număr marede particule insolubile fine şi uniform distribuite (de tipul CaO, MgO, SiO2,Al2O3, TiC, AlN…);

* modifică mecanismul creşterii germenilor lamelari de grafit, deoarecereacţionează cu oxigenul şi sulful dizolvate pe suprafeţele acestor germeni şipermite dezvoltarea uşoară a lor pe toate direcţiile (generarea unor formaţiunisferoidale sau nodulare de grafit).

Datorită acestor efecte, solidificarea şi răcirea fontei conduce la obţinereaunei structuri cu un număr mare de formaţiuni fine de grafit nodular, uniformdistribuite în masa metalică de bază, care, în funcţie de conţinuturile de carbon şisiliciu ale fontei, poate fi feritică, ferito-perlitică sau perlitică (v. fig. 4.8).

Datorită dimensiunilor mici, a formei rotunjite şi a distribuirii uniforme agrafitului în structură, fontele cu grafit nodular au cele mai bune caracteristici derezistenţă mecanică, plasticitate şi tenacitate.

C. Fonte modificate cu grafit vermicular; în acest caz se utilizează camodificator magneziul (împreună, uneori, cu cantităţi mici de ceriu) iar caelemente de postmodificare şi ajutătoare - Si, Al şi Ti. Prezenţa modificatorilor şia celorlalte elemente introduse în fonta cenuşie topită are în acest caz aceleaşiefecte ca la obţinerea fontelor cu grafit nodular, numai că datorită prezenţei Ti şiAl, procesele de nodulizare nu pot fi definitivate şi în structura fontei apar


205

formaţiuni de grafit lamelar scurte şi groase (grafit vermicular), caracterizate prinrapoarte între lungime şi grosime mai mici ca 20; în funcţie de conţinuturile decarbon şi siliciu, structura masei metalice de bază a acestor fonte poate fi feritică,ferito-perlitică sau perlitică (v.fig. 4.8).

Sintetizând datele prezentate anterior privind diversele categorii de fontecu grafit în structură rezultă tabelul 4.5, care cuprinde denumirile tuturorcategoriilor de fonte utilizate în tehnică.

Tabelul 4.5. Tipuri de fonte cu grafit utilizate în tehnică

STRUCTURA MASEI METALICE DE BAZĂFORMAGRAFITULUI FERITICĂ FERITO-

PERLITICĂ PERLITICĂLAMELAR

(lamele mari)FONTĂ CENUŞIE

FERITICĂFONTĂ CENUŞIE

FERITO-PERLITICĂFONTĂ CENUŞIE

PERLITICĂCUIBURI

(grafit obţinut prinmaleabilizare)

FONTĂ MALEABILĂFERITICĂ

(Fmn sau Fma)-

FONTĂMALEABILĂPERLITICĂ

LAMELAR FIN(lamele fine -modificare cuMODIFIN)

FONTĂMODIFICATĂ CU

GRAFIT LAMELARFERITICĂ


GRAFIT LAMELARFERITO-PERLITICĂ


GRAFITLAMELARPERLITICĂ

NODULAR(grafit sferoidal -

modificare cuNODULIN)


GRAFIT NODULAR


GRAFIT NODULARFERITO-PERLITICĂ


GRAFITNODULARPERLITICĂ

VERMICULAR(grafit vermicular -

modificare cuNODULIN)


GRAFITVERMICULAR

FERITICĂ


GRAFITVERMICULAR

FERITO-PERLITICĂ


GRAFITVERMICULAR

PERLITICĂ

Cuvinte cheieafînare, 185austenită, 172cementită, 171cementită primară, 176cementită secundară, 176cementită terţiară, 177dezoxidare, 185diagrama strucutrală a fontelor, 196elemente însoţitoare, 186eutectic cu grafit, 193

eutectoid cu grafit, 194ferită, 172fondant, 185fontă albă, hipoeutectică,eutectică,hipereutectică, 175fontă cenuşie feritică, 195fontă cenuşie perlitică, 195fontă cenuşie ferito-perlitică, 196fontă maleabilă, 197


206

fontă maleabilă cu miez alb, 202fontă maleabilă cu miexz negru, 199fontă maleabilă feritică, 199fontă maleabilă perlitică, 201fontă modificată, 202fontă modificată cu grafit lamelar, 203fontă modificată cu grafit vermicular, 204fontă nodulară, 203fontă pestriţă, 196fontă modificată cu grafit vermicular, 204fontă nodulară, 203fontă pestriţă, 196fragilitate la albastru, 188fragilitate la cald, 186fragilitate la rece, 187fulgi, 189grafit (carbon liber), 172

grafit lamelar, 194impurităţi, 186incluziuni nemetalice, 190ledeburită, 174ledeburită transformată, 175, 177maleabilizare în mediu neutrumaleabilizare în mediu oxidant, 202modificator, 202oţel carbon, hipoeutectoid, eutectoid,hipereutectoid, 175perlită, 175punctaj, 190recoacere de maleabilizare, 198segregare, 186sistem metastabil fier - cementită, 172structură în benzi, 187zgură, 185

Bibliografie

1. Colan H. ş.a., Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică,Bucureşti, 1983

2. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, p. II.,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 1981

3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19835. Rădulescu M. ş. a., Atlas metalografic, Editura Tehnică, Bucureşti, 19716. Saban R. s.a., Studiul si ingineria materialelor, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19957. Schumann H., Metalurgie fizică, Editura Tehnică, Bucureşti, 19628. Shackelford F. J., Introduction to materials science for engineers,

Macmillan Publishing Company, New York, 19919. Truşculescu M. Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică,

Bucureşti, 197710. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering,

Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989.11. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol. 9, American Society for

Metals, Ohio, 198512. * * * Manualul inginerului metalurg, Editura Tehnică, Bucureşti, 1978


207


T.4.1. Care este componentul de bază (principal) al oţelurilor şi fonteloralbe: a) carbonul; b) ferita: c) fierul; d) siliciul?

T.4.2. Soluţia solidă interstiţială de carbon în Feα este denumită:a) austenită; b) cementită; c) perlită; d) ferită?

T.4.3. Soluţia solidă interstiţială de carbon în Feγ este denumită: a) ferită;b) austenită; c) cementită; d) perlită?

T.4.4. Care din următoarele caracteristici corespund cementitei: a) este osoluţie solidă interstiţială de carbon în Feα; b) este o fază daltonidă, cu formulaFe3C; c) este o fază moale şi tenace; d) este un compus definit, cu densitatea multmai mică decât a fierului?

T.4.5. Ce denumire are amestecul mecanic care rezultă prin transformareaeutectică produsă la răcirea fontelor albe: a) perlită; b) cementită; c) austenită; d)ledeburită?

T.4.6. Ce denumire are amestecul mecanic care rezultă prin transformareaeutectoidă produsă la răcirea fontelor albe şi oţelurilor carbon: a) perlită;b) cementită; c) austenită; d) ledeburită?

T.4.7. Care este alcătuirea constituentului numit ledeburită transformată:a) globule de ferită distribuite într-o masă de ferită; b) globule de perlitădistribuite într-o masă de ferită; c) globule de perlită distribuitre într-o masă decementită; d) lamele alternante de ferită şi cementită?

T.4.8. Care din următoarele definiţii corespund oţelurilor carbon: a) aliajeleFe – Fe3C la care se poate produce numai transformarea eutectoidă; b) aliajele Fe – Fe3Cla care se poate produce atât transformarea eutectică, cât şi transformarea eutectoidă;c) aliajele Fe – Fe3C care au concentraţia masică de carbon situată în intervalul(0,02 %;2,11 %]; d) aliajele Fe – Fe3C care conţin perlită în structura la ta ?

T.4.9. Care din următoarele definiţii corespund fontelor albe: a) aliajele Fe– Fe3C la care se poate produce numai transformarea eutectoidă; b) aliajeleFe – Fe3C la care se poate produce atât transformarea eutectică, cât şitransformarea eutectoidă; c) aliajele Fe – Fe3C care au concentraţia masică decarbon situată în intervalul (2,11 %; 6,67 %); d) aliajele Fe – Fe3C care conţinledeburită transformată în structura la ta ?

T.4.10. Care din următoarele transformări structurale se pot produce(în condiţii de echilibru) la răcirea unui oţel hipoeutectoid cu concentraţia masicăde carbon %Cm = 0,3 %: a) transformarea peritectică: L + δ ⇒ γ; b) transformareaperitectică: L ⇒ γ + Fe3C; c) transformarea eutectoidă: L ⇒ γ + Fe3C;d) transformarea eutectoidă: γ ⇒ α + Fe3C ?


208

T.4.11. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţii perlităşi cementită secundară este: a) o fontă albă hipoeutectică; b) o fontă albăeutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.12. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţii perlită,ferită şi cementită terţiară este: a) o fontă albă hipoeutectică; b) o fontă albăeutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.13. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţiiledeburită transformată, perlită şi cementită secundară este: a) o fontă albăhipoeutectică; b) o fontă albă hipereutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid;d) un oţel carbon eutectoid?

T.4.14. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţii ledeburitătransformată şi cementită primară este: a) o fontă albă eutectică; b) o fontă albăhipereutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.15. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită din fazeleferită şi cementită: a) fontele albe hipoeutectice; b) fontele albe hipereutectice;c) oţelurile carbon hipereutectoide; d) oţelurile carbon hipoeutectoide?

T.4.16. Aliajul a cărei structură la t = 900oC este alcătuită din constituenţiiledeburită şi cementită primară este: a) o fontă albă hipereutectică; b) o fontă albăeutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.17. Aliajul a cărei structură la t = 950 oC este alcătuită numai dincristale de austenită este: a) o fontă albă hipereutectică; b) o fontă albă eutectică;c) un oţel carbon eutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.18. Aliajul a cărei structură la t = 900 oC este alcătuită din constituenţiiledeburită, austenită şi cementită secundară este: a) o fontă albă hipereutectică;b) o fontă albă eutectică; c) o fontă albă hipoeutectică; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.19. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon determină apariţia fenomenului de fragilitate la cald: a) fosforul; b)hidrogenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.20. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon determină apariţia fenomenului numit fragilitate de albastru: a) fosforul;b) hidrogenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.21. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon hipoeutectoid determină formarea structurii în benzi după deformareaplastică la cald a oţelului: a) fosforul; b) oxigenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.22. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon determină apariţia în structură a defectelor numite fulgi: a) fosforul;b) hidrogenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.23. Care din următoarele afirmaţii sunt adevărate: a) azotul este oimpuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul de fragilitate la rece;


209

b) fosforul este o impuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul defragilitate la albastru; c) manganul este o impuritate a oţelurilor carbon deoareceproduce dezoxidarea şi desulfurarea acestora; d) sulful este o impuritate aoţelurilor carbon deoarece produce fenomenul de fragilitate la cald?

T.4.24. Care din următoarele afirmaţii sunt adevărate: a) sulful este oimpuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul de fragilitate la rece;b) azotul este o impuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul defragilitate la albastru; c) fosforul este o impuritate a oţelurilor carbon deoarecedetermină formarea structurilor în benzi, dacă oţelurile sunt deformate plastic larece; d) manganul este un element însoţitor în oţelurile carbon, deoerece producedezoxidarea şi desulfurarea acestora ?

T.4.25. Care sunt constituenţii ce alcătuiesc structura la ta a unei fontecenuşii feritice: a) perlită şi grafit lamelar; b) perlită, ferită şi grafit lamelar;c) ledeburită transformată şi grafit lamelar; d) ferită şi grafit lamelar?

T.4.26. Care sunt constituenţii ce alcătuiesc structura la ta a unei fontecenuşii ferito - perlitice: a) perlită şi grafit lamelar; b) perlită, ferită şi grafitlamelar; c) ledeburită transformată şi grafit lamelar; d) ferită şi grafit lamelar?

T.4.27. Care din următoarele fonte, având %Cm = 3,5 %, are în compoziţie oconcentraţie mai mare de siliciu: a) fonta albă hipoeutectică; b) fonta cenuşie feritică;c) fonta cenuşie perlitică; d) fonta maleabilă feritică cu miez negru?

T.4.28. Care din următoarele fonte, având %Cm = 3,5 %, are cele mai bunecaracteristici de plasticitate şi tenacitate: a) fonta albă hipoeutectică; b) fonta cenuşieferitică; c) fonta maleabilă feritică cu miez negru; d) fonta nodulară feritică?

T.4.29. Care din următoarele tipuri de fonte se obţin prin maleabilizarea înmediu neutru a unei fonte albe: a) fonta maleabilă perlitică; b) fonta maleabilăferitică cu miez alb; c) fonta maleabilă feritică cu miez negru; d) fonta cenuşieferito – perlitică?

T.4.29. Care din următoarele afirmaţii privind fontele maleabile feritice cumiez alb sunt adevărate: a) aceste fonte se obţin printr-un tratament demaleabilizare în mediu neutru aplicat fontelor albe; b) structura la ta a acestorfonte are ca faze ferita şi grafitul; c) structura la ta a acestor fonte este alcătuită dinconstituenţii ferită şi grafit sub formă de cuiburi; d) aceste fonte sunt maleabile şipot fi prelucrate prin deformare plastică?

T.4.30. Care din următoarele afirmaţii privind fontele maleabile feritice cumiez negru sunt adevărate: a) aceste fonte se obţin printr-un tratament demaleabilizare în mediu oxidant aplicat fontelor albe; b) structura la ta a acestorfonte are ca faze ferita, cementita şi grafitul lamelar; c) structura la ta a acestorfonte este alcătuită din constituenţii ferită şi grafit sub formă de cuiburi; d) acestefonte sunt maleabile şi pot fi prelucrate prin deformare plastică?


210

T.4.31. Care din următoarele afirmaţii privind fontele maleabile perliticesunt adevărate: a) aceste fonte se obţin printr-un tratament de maleabilizare înmediu neutru aplicat fontelor albe; b) structura la ta a acestor fonte are ca fazeferita, cementita şi grafitul; c) structura la ta a acestor fonte este alcătuită dinconstituenţii ferită, perlită şi grafit sub formă de cuiburi; d) deşi sunt denumitemaleabile, aceste fonte nu se pot prelucra prin deformare plastică?

T.4.32. Care din următoarele afirmaţii privind fontele modificate cugrafit lamelar sunt adevărate: a) modificatorii utilizaţi pentru obţinerea acestorfonte sunt Ca şi Ba; b) la aceste fonte, postmodificarea cu Si se face deoarecemodificatorii au efect antigrafitizant; c) în funcţie de concentraţiile carbonuluişi siliciului, structura masei metalice de bază a acestor fonte poate fi feritică,ferito – perlitică sau perlitică; d) aceste fonte au în structura la ta grafit lamelargrosolan, cu marginile ascuţite?

T.4.33. Care din următoarele afirmaţii privind fontele modificate cu grafitnodular sunt adevărate: a) pentru obţinerea acestor fonte se introduc modificatoriîn fontele albe lichide; b) la aceste fonte se face postmodificarea cu Si, deoarecemajoritatea modificatorilor au efect antigrafitizant; c) pentru obţinerea acestorfonte se adaugă feroaliaje de tip NODULIN în fontele cenuşii lichide; d) fontelecu grafit nodular perlitice au structura la ta alcătuită numai din fazele ferită şigrafit nodular?

T.4.34. Care din următoarele fonte conţin în structura la ta formaţiuni degrafit: a) fonta maleabilă perlitică; b) fonta albă eutectică; c) fonta nodularăferitică; d) fonta cenuşie ferito – perlitică?

T.4.35. Care din următoarele aliaje conţine în structura la ta constituentulperlită: a) oţelul carbon hipoeutectoid; b) oţelul carbon eutectoid; c) oţelul carbonhipereutectoid; d) fonta albă hipoeutectică?

T.4.36. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită dinfazele ferită şi grafit: a) fonta cu grafit vermicular feritică; b) fonta cu grafitnodular feritică; c) fonta maleabilă feritică cu miez negru; d) fonta maleabilăferitică cu miez alb?

T.4.37. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită din fazeleferită, cementită şi grafit: a) fonta cu grafit vermicular perlitică; b) fonta pestriţă;c) fonta maleabilă feritică cu miez alb; d) fonta cenuşie ferito - perlitică?

T.4.38. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită numai dinfazele ferită şi cementită: a) fonta cu grafit vermicularperlitică; b) fonta cu grafitnodular feritică; c) fonta albă hipoeutectică; d)oţelul carbon hipereutectoid?

T.4.39. Care din următoarele aliaje conţin cementita secundară ca unconstituent al structurii la ta: a) fonta albă hipereutectică; b) oţelul carbonhipereutectoid; c) fonta pestriţă; d) fonta maleabilă perlitică; e) fonta cenuşieferito – perlitică; f) fonta albă hipoeutectică?


211

T.4.40. Completaţi locurile libere din tabelul următor

Structura de echilibru la taDenumirea aliajului

Faze Constituenţi

Oţel carbon hipoeutectoid Ferită, Cementită

Fontă cu grafit nodularferitică

Fontă albă hipereutectică

Perlită, Cementităsecundară

Ledeburitătransformată,

Cementită primară

Fontă cenuşie ferito -perlitică

Perlită, Grafit lamelar

Perlită, Grafit nodular

Fontă maleabilă perlitică

Fontă modificată cu grafitlamelar feritică Ferită, Grafit

Aplicaţii

A.4.1. Să se determine concentraţiile atomice ale carbonului,corespunzătoare absciselor punctelor caracteristice ale diagramei de echilibrumetastabil Fe – Fe3C.

RezolvareDin tabelul 1.1, se extrag masele atomice ale componentelor aliajelor

sistemului Fe – Fe3C: maFe = 55,85 şi maC = 12,01. Aplicând relaţiile (2.3),considerând concentraţiile masice ale carbonului din tabelul 4.1, se obţinrezultatele prezentate în tabelul 4.6.


212

Tabelul 4.6. Concentraţiile atomice ale carbonului corespunzătoare absciselorpunctelor caracteristice ale diagramei de echilibru metastabil Fe – Fe3C

Punctul pediagramaFe – Fe3C

A,G,N,Q B C D,F,K E H J P S

% Cm 0 0,54 4,30 6,67 2,11 0,10 0,16 0,02 0,77

% Cat 0 2,46 17,28 25,00 9,11 0,46 0,74 0,09 3,48

A.4.2. Pentru sistemul de aliaje Fe – Fe3C, să se construiască diagramelestructurale de constituenţi la ta şi la t = 725oC (t = tPSK – ∆t) şi să se traseze peacestea liniile de demarcaţie ale conţinuturilor procentuale de faze în constituenţiieterogeni (bifazici): perlită şi ledeburită transformată.

Răspuns: Diagramele structurale de constituenţi sunt prezentate în figura 4.9.A.4.3. Să se determine raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor în

ledeburită, la sfârşitul transformării eutectice (t = tECF – ∆t) şi înainte dedeclanşarea transformării eutectoide (t = tPSK + ∆t).

RezolvareSe consideră fonta albă eutectică (în structura căreia, după

transformarea eutectică, conţinutul procentual de ledeburită este de 100 %) şise calculează (folosind regula segmentelor inverse) conţinuturile procentualeale fazelor în structura acesteia; rezultă:

* la t = tECF – ∆t, 0,52100%11,267,63,467,6 ==

−−

Ledγ %, %Fe3CLed = 48,0 % şi

raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc ledeburita(amestecul mecanic de austenită şi cementită produs prin desfăşurarea

transformării eutectice) este ;083,1)(4852

3%% ==∆−= tECFttLedCFe

Ledγ

* la t = tPSK + ∆t, 2,40100%77,067,63,467,6 ==

−−

Ledγ %, %Fe3CLed = 59,8 %

şi raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc ledeburita este

672,0)(8,592,40

3%% ==∆+= tPSKttLedCFe

Ledγ .

Modificarea constatată a raportului conţinuturilor procentuale de faze înledeburită se explică prin micşorarea solubilităţii carbonului în austenită odatăcu micşorarea temperaturii de la tECF la tPSK şi separării din austenită acarbonului în exces (care nu mai poate fi dizolvat) sub formă de cementită.


213

a.

b.Fig. 4.9. Diagramele structurale de constituenţi pentru sistemul de aliaje Fe – Fe3C:

a - la t = ta; b - la t = tPSK − ∆t


214

A.4.4. Să se determine raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor înperlită, la sfârşitul transformării eutectoide ( t = tPSK – ∆t) şi la ta.

RezolvareSe consideră oţelul eutectoid (în structura căruia, după transformarea eutectoidă,

conţinutul procentual de perlită este de 100 %) şi se calculează (folosind regulasegmentelor inverse) conţinuturile procentuale ale fazelor în structura acestuia; rezultă:

* la t = tPSK – ∆t, 7,88100%02,067,677,067,6 ==

−−

Pα %, %Fe3CP = 11,3 % şi

raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc perlita (amesteculmecanic de ferită şi cementită produs prin desfăşurarea transformării eutectoide)

este ;850,7)(3,117,88

3%% ==∆−= tPSKttPCFe

Pα

* la t = ta, 46,88100%67,6

77,067,6 == −Pα %, %Fe3CP = 11,54 % şi raportul

conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc perlita (amestecul mecanicde ferită şi cementită produs prin desfăşurarea transformării eutectoide)

este: .666,7)(54,1146,88

3%% === att

PCFePα

Modificarea constatată a raportului conţinuturilor procentuale de faze înperlită se explică prin micşorarea solubilităţii carbonului în ferită odată cumicşorarea temperaturii de la tPSK la ta şi separării din ferită a carbonului în exces(care nu mai poate fi dizolvat) sub formă de cementită.

A.4.5. Să se determine raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor înledeburita transformată, la sfârşitul transformării eutectoide ( t = tPSK – ∆t) şi la ta.

RezolvareSe consideră fonta albă eutectică (în structura căreia, după transformarea eutectoidă,

conţinutul procentual de ledeburită transformată este de 100 %) şi se calculează (folosind regulasegmentelor inverse) conţinuturile procentuale ale fazelor în structura acesteia; rezultă:

* la t = tPSK – ∆t, 64,35100%02,067,63,467,6 ==

−−

LedTrα %, % Fe3CLedTr =

64,36 % şi raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc

ledeburita transformată este ;554,0)(36,6464,35

3%% ==∆−= tPSKtt

LedTrCFeLedTrα

* la t = ta, 53,35100%67,6

3,467,6 == −LedTrα %, % Fe3CLedTr = 64,47 % şi

raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc ledeburita

transformată este 551,0)(47,6453,35

3%% === att

LedTrCFeLedTrα ; deoarece ledeburita

transformată este alcătuită din globule de perlită uniform distribuite într-o masă de


215

cementită, fazele care o alcătuiesc se distribuie astfel (v. şi rezultatele aplicaţiilorA.4.2 … A.4.4): cele 35,53 % ferită intră integral în alcătuirea globulelor de

perlită, 63,4666,753,35 = 5 % cementită participă la formarea globulelor de perlită, iar

restul de 64,47 – 4,635 = 59,835 % corespund masei de cementită în care sedistribuie globulele de perlită ale ledeburitei transformate.

A.4.6. Să se determine densitatea perlitei şi densitatea unui oţelhipereutectoid cu %Cm = 1,0 %.

RezolvareAplicând regula segmentelor inverse pentru un aliaj al sistemului Fe – Fe3C, cu

concentraţia masică de carbon %Cm, rezultă că structura la ta a acestuia areconţinuturile procentuale ale fazelor: %Fe3C = 15(%Cm) şi %α = 100 – 15(%Cm);aplicând raţionamentul descris la rezolvarea aplicaţiei A.2.4, rezultă că densitateaaliajelor sistemului Fe – Fe3C se poate determina cu relaţia:

CFe

CFe

3

3%%100

ρρα

α

ρ+

= . (4.8.)

Densitatea perlitei se determină înlocuind în relaţia (4.8.) conţinuturileprocentuale ale fazelor din structura oţelului eutectoid (care are %Cm = 0,77 % şistructura la ta alcătuită numai din perlită): %αP = 88,46 % şi %Fe3CP = 11,54 %;

rezultă: 7820

760054,11

785046,88

1003%%

100

3

===++

CFe

PPP CFe

ρρα

α

ρ kg/m3.

Utilizând relaţia (4.8.) pentru oţelul carbon hipereutectoid cu concentraţia

masică de carbon %Cm = 1 %, se obţine 5,7811

760015

785085

100 ==+

ρ kg/m3.

A.4.7. Să se determine densitatea ledeburitei transformate şi densitateaunei fonte albe hipereutectice cu %Cm = 6 %.

Răspuns: Densitatea ledeburitei transformate este ρLedTr = 7687 kg/m3,iar densitatea fontei cu %Cm = 6 % este ρ = 7624 kg/m3.

A.4.8. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din starelichidă ale unei fonte albe hipereutectice cu %Cm = 5 % şi să se construiascădiagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentuale defaze din structura acestui aliaj.

RezolvarePe diagrama de echilibru metastabil Fe – Fe3C, verticala aliajului cu

%Cm = 5 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului I, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structurale


216

ale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.7, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.10.

Tabelul 4.7. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura fontei albe hipereutectice cu %Cm = 5 %

Conţinutul procentual deTemperaturaFaze Constituenţi

t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % L

t2 + ∆t 70,5 % L; 29,5 % Fe3C 70,5 % L; 29,5 % Fe3C’t2 − ∆t 36,6 % γ; 63,4 % Fe3C 70,5 % Led ; 29,5 % Fe3C’t3 + ∆t 28,3 % γ; 71,7 % Fe3C 70,5 % Led ; 29,5 % Fe3C’t3 − ∆t 25,1 % α; 74,9 % Fe3C 70,5 % LedTr ; 29,5 % Fe3C’

ta 25,0 % α; 75,0 % Fe3C 70,5 % LedTr ; 29,5 % Fe3C’

Fig.4.10. Diagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentualede faze din structura unei fonte albe cu %Cm = 5 %

A.4.9. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale unei fonte albe hipoeutectice cu %Cm = 3 % şi să se construiască diagramelede variaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentuale de faze şi deconstituenţi din structura acestui aliaj.


%Cm = 3 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului II, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structuraleale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.8, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.11.


217

Tabelul 4.8. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura fontei albe hipoeutectice cu %Cm = 3 %


t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % L

t2 + ∆t 40,6 % L; 59,4 % γ 40,6 % L; 59,4 % γt2 − ∆t 19,5 % Fe3C; 80,5 % γ 40,6 % Led ; 59,4 % γt3 + ∆t 37,8 % Fe3C; 62,2 % γ 40,6 % Led ; 13,5 % Fe3C”, 45,9 % γt3 − ∆t 44,8 % Fe3C; 55,2 % α 40,6 % LedTr ; 13,5 % Fe3C”, 45,9 % P

ta 45,0 % Fe3C; 55,0 % α 40,6 % LedTr ; 13,5 % Fe3C”, 45,9 % P

Fig.4.11. Diagramele de variaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentuale de:

a - constituenţi din structura unei fonte albe cu %Cm = 3 %;b - faze din structura unei fonte albe cu %Cm = 3 %;

A.4.10. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale unui oţel carbon hipereutectoid cu %Cm = 1 % şi să se construiască diagramele devariaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentuale de faze şi deconstituenţi din structura acestui aliaj.


218


%Cm = 1 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului III, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structuraleale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.9, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.12.

Tabelul 4.9. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura oţelului carbon hipereutectoid cu %Cm = 1 %


t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % Lt2 100 % γ 100 % γt3 100 % γ 100 % γ

t4 + ∆t 96,1 % γ; 3,9 % Fe3C 96,1 % γ; 3,9 % Fe3C”t4 − ∆t 85,26 % α; 14,74 % Fe3C 96,1 % P; 3,9 % Fe3C”

ta 85,01 % Fe3C;14,99 % Fe3C 96,1 % P; 3,9 % Fe3C”

Fig.4.12. Diagramele de variaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentualede:a - constituenţi din structura unui oţel carbon cu %Cm = 1 %;

b - faze din structura unui oţel carbon cu %Cm = 1 %.


219

A.4.11. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din starelichidă ale unui oţel carbon hipoeutectoid cu %Cm = 0,4 % şi să se construiascădiagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentuale de fazedin structura acestui aliaj.


%Cm = 0,4 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului IV, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structuraleale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.10, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.13.

Tabelul 4.10. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura oţelului carbon hipoeutectoid cu %Cm = 0,4 %


t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % L

t2 + ∆t 68,2 % L; 31,8 % δ 68,2 % L; 31,8 % δt2 − ∆t 63,2 % L; 36,8 % γ 63,2 % L; 36,8 % γ

t3 100 % γ 100 % γt4 100 % γ 100 % γ

t5 + ∆t 50,7 % γ; 49,3 % α 50,7 % γ; 49,3 % αt5 − ∆t 5,71 % Fe3C; 94,29 % α 50,7 % P; 49,3 % α

ta 6,00 % Fe3C; 94,00 % α 50,7 % P; 49,15 % α; 0,15 % Fe3C”’

Fig.4.13. Diagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentualede faze din structura unui oţel carbon cu %Cm = 0,4 %


220

A.4.12. Să se analizeze precizia cu care relaţia (4.7) permite estimareaconcentraţiei masice de carbon a fontelor albe hipereutectice.

RezolvareRelaţia (4.7) permite estimarea concentraţiei masice de carbon a unei fonte

albe hipereutectice, dacă se cunoaşte conţinutul procentual masic de cementităprimară %Fe3C’ din structura aliajului la ta. Evident, atunci când se examinează lamicroscopul metalografic un eşantion de fontă albă hipereutectică, se poateaprecia conţinutul procentual volumic de cementită primară '

3% vCFe care intră înalcătuirea structurii acesteia la ta şi, ca urmare, utilizarea acestui conţinutprocentual în relaţia (4.7) poate fi o sursă de erori (un factor care diminueazăprecizia de estimare a concentraţiei masice de carbon a aliajului analizat).

Dacă eşantionul de fontă albă hipereutectică analizat are masa M, volumulV şi densitatea ρ, iar cementita primară din structura acestuia are masa '

3CFeM ,

volumul '3CFe

V şi densitate CFe3ρ ≅ 7600 kg/m3, se pot scrie următoarele relaţii:

CFeCFe

CFeCFev CFeCFe

M

M

V

V

3

'3

3

'3

'3'

3 %100100%ρ

ρρ

ρ === , din care rezultă:

ρρ CFe

vCFeCFe 3'3

'3 %% = ; înlocuind în aceasta, conform rezultatelor obţinute la

rezolvarea aplicaţiei A.4.6,

αρρ

ρmm C

CFe

C %15100

3

%15100

−+

= , se obţine următoarea

relaţie de estimare a concentraţiei masice de carbon a fontelor albe hipereutectice:

100%

0113,01

100%

2945,23,4

'3

'3

%v

v

mCFe

CFe

C−

+= . (4.9)

ObservaţieUtilizând raţionamente similare celui prezentat anterior, se pot corecta şi

relaţiile (4.4) … (4.6), astfel încât în acestea să intervină conţinuturile procentualevolumice ale constituenţilor din structura aliajului analizat; relaţiile corectate sunturmătoarele:

* pentru oţelurile hipoeutectoide:

100%

0037,01

100%

7471,002,0%

v

v

m P

P

C−

+= ; (4.10)


221

* pentru oţelurile hipereutectoide:

100%

0282,01

%7100,577,0

"3

"3

100%v

v

mCFe

CFe

C−

+= ; (4.11)

* pentru fontele albe hipoeutectice:100

%0106,01100

%1445,211,2%

vr

vr

m LedT

LedT

C−

+= . (4.12)

Mărimea erorilor de estimare a concentraţiei masice de carbon a aliajelorsistemului Fe – Fe3C, care rezultă când în relaţiile (4.4) … (4.7) se introducconţinuturile procentuale volumice ale constituenţilor (stabilite prin examinarea lamicroscopul metalografic a unor eşantioane din aceste aliaje), în loculconţinuturilor procentuale masice ale acestora, sunt prezentate în tabelul 4.12.

Tabelul 4.11. Erorile de estimare cu relaţiile (4.4) …(4.7) a concentraţiilormasice de carbon ale aliajelor sistemului Fe – Fe3C

Oţeluri carbon hipoeutectoide Oţeluri carbon hipereutectoide%Pv eroarea ε ∗ , % "

3% vCFe eroarea ε ∗ , %0 0 0 0

20 0,28 5 0,7640 0,23 10 1,1360 0,16 15 1,3280 0,09 20 1,41

100 0,02 22 1,43Fonte albe hipoeutectice Fonte albe hipereutectice

%LedTrv eroarea ε ∗ , % '3% vCFe eroarea ε ∗ , %

0 0 0 020 0,15 20 0,0940 0,19 40 0,1260 0,16 60 0,1180 0,10 80 0,07

100 0 100 0* eroarea ε este calculată cu relaţia 100

)(%

%)(%

cormCmCcormC −

=ε , (%Cm)cor fiind

calculată cu relaţia din grupul (4.9) … (4.12), iar %Cm – cu relaţia din grupul (4.4)…(4.7), corespunzătoare categoriei din care face parte aliajul analizat

Analizând rezultatele din acest tabel, se poate aprecia că erorile au valorinesemnificative şi, ca urmare, relaţiile (4.4) … (4.7) pot asigura o bună precizie aestimărilor concentraţiilor masice de carbon ale aliajelor sistemului Fe – Fe3C şicând se fac înlocuirile %P = %Pv; "

3"

3 %% vCFeCFe = ; %LedTr = %LedTrv;


222

'3

'3 %% vCFeCFe = ; această constatare se putea anticipa, având în vedere că în

cazul aliajelor sistemului Fe – Fe3C densitătile constituenţilor care alcătuiescstructurile aliajelor la ta sunt foarte apropiate şi, în consecinţă, rapoartele dintredensităţile constituenţilor şi densităţile aliajelor se pot considera ca fiind unitare.

A.4.13. Să se determine conţinuturile procentuale de constituenţi dinstructura la ta a unei fonte albe hipereutectice cu %Cm = 5,5 % şi să se stabileascăcompoziţia aliajului din sistemul Fe – Fe3C care are în structura la ta acelaşiconţinut procentual de ledeburită transformată ca şi această fontă.

RezolvareFonta albă hipereutectică are structura la ta alcătuită din ledeburită

transformată şi cementită primară. Utilizând diagrama structurală de constituenţi asistemului de aliaje Fe – Fe3C (v. fig. 4.2 şi fig. 4.9), rezultă următoareleconţinuturi procentuale masice ale acestor constituenţi în structura la ta a fontei

albe hipereutectice cu %Cm = 5,5 %: 4,49100%3,467,65,567,6 ==

−−LedTr % şi

6,50100%3,467,6

3,45,5'3 ==

−−CFe %.

Analizând diagrama structurală de constituenţi a sistemului de aliajeFe – Fe3C, se observă că există o fontă albă hipoeutectică, ce are în structura la ta(alcătuită din ledeburită transformată, perlită şi cementită secundară) acelaşiconţinut procentual de ledeburită transformată ca şi fonta albă hipereutectică cu%Cm = 5,5 %; concentraţia masică de carbon a acestei fonte se calculează cu

relaţia (4.6): 19,319,211,2%100

4,49 =+=mC %.

A.4.14. Să se determine conţinuturile procentuale de constituenţi dinstructura la ta a unui oţel carbon hipereutectoid cu %Cm = 0,9 % şi să sestabilească compoziţia aliajului din sistemul Fe – Fe3C care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de cementită secundară ca şi acest oţel.

Răspuns: Conţinuturile procentuale ale constituenţilor care alcătuiescstructura la ta a oţelului hipereutectoid cu %Cm = 0,9 % sunt: %P = 97,8 % şi%Fe3C” = 2,2 %; aliajul care are în structura la ta acelaşi conţinut procentual decementită secundară ca şi oţelul hipereutectoid cu %Cm = 0,9 % este o fontă albăhipoeutectică cu %Cm = 4,09 %.

A.4.15. Să se determine conţinuturile procentuale de constituenţi dinstructura la ta a unui oţel carbon hipoeutectoid cu %Cm = 0,25 % şi să sestabilească compoziţia aliajului din sistemul Fe – Fe3C care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de perlită ca şi acest oţel.

Răspuns: Conţinuturile procentuale ale constituenţilor care alcătuiescstructura la ta a oţelului hipoeutectoid cu %Cm = 0,25 % sunt: %P = 30,7 %;


223

%α = 69,1 % şi %Fe3C’’’ = 0,2 % (neglijabil); aliajul care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de perlită ca şi oţelul hipoeutectoid cu %Cm = 0,25 %este o fontă albă hipereutectică cu %Cm = 4,86 %.

A.4.16. Care din următoarele aliaje Fe – C are în structura la ta unconţinut procentual de perlită mai mare de 50%: a) oţelul carbon cuconcentraţia masică de carbon de 0,25 %; b) oţelul carbon cu concentraţiamasică de carbon de 1,5 %; c) fonta albă cu concentraţia masică de carbon de2,5 %; d) oţelul carbon cu concentraţia masică de carbon de 0,8 %;

Răspuns: b); c); d).A.4.17. Care din următoarele aliaje prezintă în structura la ta cel mai mare

conţinut procentual de perlită: a) oţelul carbon cu concentraţia masică de carbonde 0,77 %; b) oţelul carbon eutectoid; c) fonta albă cu concentraţia masică decarbon de 2,11 %; d) fonta albă cu concentraţia masică de carbon de 4.3 %;

Răspuns: a); b)A.4.18. O piesă cu grosimea s = 40 mm se toarnă dintr-o fontă cu

concentraţia masică de carbon %Cm = 3 % şi concentraţia masică de siliciu%Sim = 3 %. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale fontei şi să se precizeze structura acesteia (faze şi constituenţi) la ta.

RezolvareUtilizând diagrama structurală a fontelor prezentată în figura 4.5, rezultă

că materialul piesei, având grosimea s = 40 mm şi %Cm + %Sim = 3 + 3 = 6 %,este o fontă cenuşie feritică. Transformările structurale la răcirea din stare lichidăa acestei fonte sunt cele descrise în scap. 4.4, iar structura sa la ta este alcătuită dinferită şi grafit lamelar (faze şi constituenţi).

A.4.19. O piesă cu grosimea s = 20 mm se toarnă dintr-o fontă cuconcentraţia masică de carbon %Cm = 3 % şi concentraţia masică de siliciu%Sim = 2 %. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale fontei şi să se precizeze structura acesteia (faze şi constituenţi) la ta.

Răspuns: Materialul piesei este o fontă cenuşie perlitică; transformărilestructurale la răcirea din stare lichidă a acestei fonte sunt cele descrise în scap. 4.4, iarstructura sa la ta conţine fazele: ferită, cementită şi grafit, care alcătuiesc constituenţii:perlită şi grafit lamelar.

A.4.20. O probă metalografică din fontă cenuşie feritică evidenţiază laexaminarea microscopică un conţinut procentual volumic al formaţiunilor de grafitlamelar %Grv = 10 %. Să se determine concentraţiile masice ale carbonului şisiliciului în această fontă.

RezolvareStructura la ta a fontei cenuşii feritice este alcătuită din ferită şi grafit lamelar.

Deoarece, la ta, solubilitatea carbonului în ferită este neglijabilă (nulă), rezultă că încazul acestei fonte întreaga cantitate de carbon se află sub formă de grafit (carbon


224

liber) şi, deci, concentraţia masică de carbon a fontei este egală cu conţinutulprocentual masic al formaţiunilor de grafit din structura acesteia (%Cm = %Grm).

Folosind un raţionament similar celui de la rezolvarea aplicaţiei A.4.12,

rezultă: %Cm = %Grm = ρ

ρGrvGr% , în care ρ este densitatea fontei analizate,

αρ

−

ρ+

=ρm

Gr

m GrGr %% 100100 . Utilizarea acestor relaţii (considerând ρGr = 2500 kg/m3 şi

ρα = 7850 kg/m3) conduce la următoarea relaţie de calcul al concentraţiei masice decarbon a fontei cenuşii feritice:

v

vm Gr

GrC%0214,0143

%

,%

−= ; (4.14)

aplicând această relaţie pentru %Grv = 10 %, rezultă o concentraţie masică de carbon%Cm ≅ 3,4 %.

Concentraţia masică a siliciului în fontă %Sim se stabileşte, folosind diagramastructurală a fontelor (v. fig. 4.5), astfel încât structura să corespundă unei fontecenuşii feritice; deoarece în enunţul aplicaţiei nu se precizează grosimea piesei turnatedin care s-a extras proba metalografică, sunt valabile toate soluţiile de tipul redat întabelul 4.12.

Tabelul 4.12. Concentraţiile masice de siliciu ale pieselor cu structurade fontă cenuşie feritică şi concentraţia masică a carbonului %Cm = 3,4 %

Grosimea piesei, mm 10 20 30 40 50 60(%Cm + %Sim)min 6,4 5,8 5,4 5,0 4,6 4,3

(%Sim)min 3,0 2,4 2,0 1,6 1,2 0,9

A.4.21. Un eşantion metalografic extras dintr-o piesă din fontă cenuşieperlitică, cu grosimea s = 10 mm, evidenţiază la examinarea microscopică un conţinutprocentual volumic al formaţiunilor de grafit lamelar %Grv = 7 %. Să se determineconcentraţiile masice ale carbonului şi siliciului în materialul piesei din care s-a extraseşantionul.

Răspuns: Piesa din care s-a extras eşantionul metalografic este din fontăcenuşie perlitică cu %Cm = 3,2 % şi %Sim = 1,4 % … 2,8 %.

Capitolul 5 Transformările structurale în stare solidă la oţeluri şi fonte

225

Capitolul 5

TRANSFORMĂRILE STRUCTURALE ÎNSTARE SOLIDĂ LA OŢELURI ŞI FONTE

5.1. Transformarea la încălzire a perlitei în austenită

Studierea diagramei de echilibru metastabil Fe-Fe3C evidenţiază faptul căprincipala transformare structurală ce are loc la încălzirea aliajelor aparţinândacestui sistem este transformarea perlitei în austenită.

Cercetările întreprinse până în prezent au relevat faptul că transformarea laîncălzire a perlitei în austenită se poate realiza prin două mecanisme: mecanismulcu difuzie şi mecanismul fără difuzie şi are particularităţile de desfăşurareprezentate în continuare.

5.1.1. Transformarea perlitei în austenităprin mecanismul cu difuzie

Transformarea perlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie areurmătoarele etape de desfăşurare:

a) etapa formării germenilor de austenită (denumită şi etapa de început altransformării); această etapă se produce practic instantaneu la depăşireatemperaturii tPSK = 727 oC (temperatură numită şi punct critic A1 al fontelor şioţelurilor) şi constă în apariţia unor germeni cristalini de austenită pe suprafeţelede separaţie (interfeţele) dintre lamelele de ferită şi cementită ale perlitei,concentraţia masică a carbonului în aceşti germeni fiind de 0,77 %(corespunzătoare abscisei punctului S al diagramei de echilibru metastabilFe-Fe3C);

b) etapa dizolvării feritei (denumită şi etapa de sfârşit al transformării);în această etapă se produce creşterea germenilor de austenită spre lamelele de


226

ferită şi cementită ale perlitei netransformate; deoarece diferenţa de concentraţieîn carbon pe interfeţele ferită - austenită este mai mică decât cea corespunzătoareinterfeţelor cementită - austenită, iar modificările de poziţii atomice implicate detransformarea feritei în austenită sunt mai reduse decât cele necesare transformăriicementitei în austenită, germenii de austenită se dezvoltă mai rapid spre ferită şi,ca urmare, ferita perlitei este prima fază care dispare în cursul transformării;

c) etapa dizolvării cementitei; constă în dezvoltarea cristalelor de austenităspre formaţiunile de cementită netransformată (carbonul din cementită estetransferat prin difuzie în cristalele de austenită, stabilitatea cementitei scade şiaceasta se transformă în austenită); la sfârşitul acestei etape structura este alcătuitădin cristale de austenită neomogenă, care au o concentraţie de carbon mai mică înzonele formate din ferita perlitei şi o concentraţie de carbon mai mare în zoneleformate din cementita perlitei;

d) etapa omogenizării austenitei; în această etapă se produceomogenizarea prin difuzie a concentraţiei carbonului în cristalele de austenită.

Având în vedere aspectele anterior prezentate, rezultă că transformareaperlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie se poate reda schematic astfel:

ferită cementită ferită austenită cementită austenită cementită

[Feα(C) + Fe3C] ⇒ Feα(C) + Feγ(C) + Fe3C ⇒ Feγ(C) + Fe3C ⇒

perlită a) b) c)

austenită austenită⇒ Feγ(C)neomg ⇒ Feγ(C)omg (5.1)

c) d)

Procesele care au loc laaustenitizarea prin difuzie decurgcu viteză cu atât mai mare şi sedesăvârşesc la temperaturi cu atâtmai înalte, cu cât viteza de încălzirea aliajului este mai mare. Acest faptreiese cu uşurinţă examinânddiagrama transformării la încălzirea unui oţel eutectoid (aliajul dinsistemul fier - carbon care suferă laîncălzire numai transformareaperlitei în austenită), expusă înfigura 5.1; diagrama, care are înabscisă timpul (de obicei, la scarălogaritmică, pentru a puteareprezenta în spaţiul diagramei atâtduratele scurte, cât şi duratele

Fig. 5.1. Diagrama transformării la încălzire aperlitei în austenită


227

foarte lungi), iar în ordonată temperatura, conţine curbele corespunzătoarefinalizării celor patru etape ale transformării perlitei în austenită (punctul acorepunde etapei de început al transformării, curba b - terminării etapei dedizolvare a feritei, curba c - finalizării etapei de dizolvare a cementitei, iar curbad - încheierii etapei de omogenizare a austenitei). Ca un caz particular, aceiaşidiagramă, denumită şi diagrama timp - temperatură - transformare (sau diagramaTTT) la încălzire, evidenţiază şi faptul că austenitizarea se poate realiza latemperatură constantă (aşa cum a rezultat la studiul diagramei de echilibruFe-Fe3C pentru transformarea eutectoidă) numai dacă se realizează condiţiilede echilibru, adică încălzirea aliajelor se face cu viteze extrem de reduse.

5.1.2. Transformarea perlitei în austenităprin mecanismul fără difuzie

Transformarea perlitei în austenită prin mecanismul fără difuzie seproduce în cazul încălzirii cu viteze foarte mari (de exemplu la încălzirea aliajelorprin inducţie electrică, folosind curent alternativ de înaltă frecvenţă) şi areurmătoarele etape de desfăşurare:

a) etapa formării germenilor de Feγ (denumită şi etapa de început altransformării); această etapă se produce practic instantaneu la depăşireatemperaturii tG = tc1 = 910 oC (punctul critic de transformare alotropică Feα ⇒ Feγ)şi constă în transformarea Feα în Feγ, transformare ce afectează (evident) feritaperlitei (faza care are un conţinut de carbon foarte scăzut)

b) etapa formării austenitei (denumită şi etapa de sfârşit al transformării);în această etapă se formează cristale de austenită prin dizolvarea carbonului dincementită în cristalele de Feγ formate în cursul etapei anterioare;

c) etapa dizolvării cementitei; constă în dezvoltarea cristalelor de austenităspre formaţiunile de cementită netransformată (carbonul din cementită estetransferat prin difuzie în cristalele de austenită, stabilitatea cementitei scade şiaceasta se transformă în austenită); la sfârşitul acestei etape structura este alcătuitădin cristale de austenită neomogenă, care au o concentraţie de carbon mai mică înzonele formate din ferita perlitei şi o concentraţie de carbon mai mare în zoneleformate din cementita perlitei;

d) etapa omogenizării austenitei; în această etapă se produceomogenizarea prin difuzie a concentraţiei carbonului în cristalele de austenită.

Având în vedere aspectele anterior prezentate, rezultă că transformareaperlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie se poate reda schematic astfel:


228

ferită cementită 910oC cementită austenită cementită austenită austenită

[Feα(C) + Fe3C] ⇒ Feγ + Fe3C ⇒ Feγ(C) + Fe3C ⇒ Feγ(C)neomg ⇒ Feγ(C)omg (5.2)

perlită a) b) c) d)

Datorită vitezelor mari cu care se face încălzirea, etapele c) şi d), carepresupun desfăşurarea unor fenomene de difuzie (favorizate de creşterile detemperatură, dar anulate practic de duratele scurte ale procesului de încălzire cuviteze foarte mari), nu se pot definitiva şi structura obţinută după realizareatransformării conţine cementită nedizolvată şi austenită incomplet omogenizată.

La sfârşitul transformării perlitei în austenită (prin unul din cele douămecanisme prezentate anterior) se obţin cristale de austenită, numite cristaleiniţiale de austenită, cu dimensiuni mai mici decât ale cristalelor de perlită dincare au provenit. Odată cu ridicarea temperaturii se produce un fenomen decreştere a cristalelor de austenită (similar celui care are loc în cazul încălziriimaterialelor metalice ecruisate prin deformare plastică, descris în scap. 3.5 C),deoarece prin realizarea acestuia se obţine o scădere a energiei libere a sistemului.Ca urmare, cristalele de austenită obţinute în urma încălzirii şi menţinerii unuialiaj fier - carbon la o temperatură ti > A1, numite cristale reale de austenită, aude obicei dimensiuni mai mari decât cristalele iniţiale. Dacă cristalele de austenităreale se supun răcirii, se produce transformarea austenitei în perlită, cristalele deperlită obţinute având, aşa cum se poate observa în diagrama prezentată în figura 5.2,dimensiunile dependente de dimensiunile cristalelor de austenită din care s-au format,dimensiuni care sunt determinate de tendinţa de creştere a cristalelor de austenită laîncălzire şi de valoarea temperaturii ti la care s-au obţinut cristalele reale.

dP0 - dimensiunile iniţiale ale cristalelor deperlită;

dr1 - dimensiunile reale ale cristalelor deaustenită la ti1;

dr2 - dimensiunile reale ale cristalelor deaustenită la ti2 > ti1; dr2 > dr1;

dPf1 - dimensiunile cristalelor de perlităobţimute prin răcire de la ti1;

dPf2 - dimensiunile cristalelor de perlităobţimute prin răcire de la ti2;

Fig. 5.2 Dependenţa de temperatură a dimensiunilor cristalelor de austenită.

Tinând seama de aceste particularităţi, tendinţa de creştere a cristalelor deaustenită la încălzire este denumită ereditate granulară; această caracteristicădepinde de tipul aliajului fier - carbon şi de condiţiile în care a fost elaborat. De


229

exemplu, oţelurile bine dezoxidate la elaborare (cu Si, Mn şi Al) prezintă otendinţă redusă de creştere a dimensiunilor cristalelor de austenită odată cutemperatura şi sunt denumite oţeluri cu ereditate granulară fină (aliajele acăror curbă de variaţie cu temperatura a dimensiunilor cristalelor de austenită estenotată gf în diagrama din figura 5.3); această comportare este determinată deformarea unor compuşi (nitruri, carbonitruri) ai componentelor folosite ladezoxidare, compuşi care se distribuie ca nişte ″bariere″ la marginea cristalelor deaustenită şi le blochează creşterea până la temperaturi ridicate (când se producedisocierea compuşilor şi dizolvarea componentelor în austenită şi, ca urmare,procesul natural de creştere al cristalelor de austenită nu va mai fi blocat).Oţelurile nedezoxidate la elaborare cu elemente capabile să dea naştere la″bariere″ au tendinţă accentuată de creştere a dimensiunilor cristalelor de austenităodată cu temperatura şi sunt denumite oţeluri cu ereditate granulară grosolană(aliajele a căror curbă de variaţie cu temperatura a dimensiunilor cristalelor deaustenită este notată gg în diagrama din fig.5.3).

Aspectele prezentate anteriorevidenţiază faptul că, aplicând unuioţel (sau unei fonte) un ciclu deîncălzire - menţinere - răcire , sepoate obţine în final, funcţie deparametrii ciclului şi de tipuleredităţii granulare a oţelului (saufontei) o structură cu granulaţie fină,care conferă aliajului o asociereoptimă a caracteristicilor derezistenţă mecanică şi tenacitate, sauo structură cu cristale grosolane, cuînclinaţie accentuată sprecomportarea fragilă la rupere. Dinaceste motive, aliajele fier - carbondestinate realizării de piese caresuferă în timpul procesului de

fabricare cicluri de încălzire - menţinere - răcire (tratamente termice, sudare,deformare plastică la cald etc.) se supun unor verificări privind granulaţia reală şiereditatea granulară. De exemplu, în cazul oţelurilor se folosesc încercări de tipspecial, reglementate la noi în ţară prin SR ISO 643, prin care se determină pentruoţelurile analizate un număr convenţional G, numit indicele convenţional almărimii grăuntelui, definit prin relaţia:

m = 2 G + 3, (5.3)

Fig. 5.3. Creşterea grăunţilor de austenită la încălzirea oţelurilor cu diferite

tipuri de ereditate granulară


230

m reprezentând numărul de cristale care se pot număra (la microscop) pe mm2 alprobelor metalografice preparate din oţelurile analizate; în multe cazuri, indiceleconvenţional al mărimii grăuntelui este o caracteristică de recepţie calitativă aoţelurilor (de exemplu, oţelurile destinate realizării construcţiilor sudate de mareimportanţă trebuie să aibă G > 6).

5.1.3. Particularităţile transformărilor la încălzire în cazul fontelor

In cazul fontelor cenuşii sau modificate, transformarea perlitei în austenităla încălzire (austenitizarea) prezintă câteva particularităţi faţă de austenitizareaoţelurilor, şi anume:

* formarea germenilor de austenită nu mai are loc la temperaturăconstantă (tPSK) ci într-un interval de temperaturi A1i - A1s; aceasta se datoreazăfaptului că nici transformarea eutectoidă în condiţii de echilibru nu se maidesfăşoară la temperatură constantă, deoarece fontele cenuşii sau modificate suntaliaje ternare sau chiar polinare (care conţin, aşa cum s-a arătat în scap. 4.4, înafară de fier şi carbon elemente grafitizante în cantităţi neneglijabile) ;

* etapele austenitizării depind de structura masei metalice de bază aacestor fonte:

a. b.Fig. 5.4. Diagrama T TT la încălzire în cazul fontelor cenuşii sau modificate,

cu structura masei metalice de bază:a - feritică; b - perlitică

- dacă masa metalică de bază a fost complet feritică, dupătransformarea Feα ⇒ Feγ, are loc îmbogăţirea în carbon a austenitei până laconcentraţia de saturaţie a acesteia la temperatura la care este încălzită fonta(concentraţia de carbon ce corespunde abscisei punctului de pe linia E’S’ adiagramei de echilibru stabil, având ca ordonată temperatura la care s-a făcut


231

încălzirea) prin difuzia carbonului din formaţiunile de grafit; analizânddiagrama TTT la încălzire a fontelor cenuşii sau modificate feriticeprezentată în figura 5.4.a, se constată existenţa intervalului de temperaturiA1i - A1s în care are loc formarea austenitei, şi a curbelor b şi d cu aceleaşisemnificaţii ca şi în figura 5.1 (curba b corespunde finalizării etapei detransformare a feritei în austenită, iar curba d - sfârşitului etapei deomogenizare a austenitei); deoarece concentraţia de carbon a fontelor estemai mare decât concentraţia de saturaţie a austenitei, la sfârşitul procesuluide austenitizare structura fontei va fi formată din austenită saturată încarbon şi grafit;

- dacă masa metalică de bază a avut structură perlitică, austenitizarea sedesfăşoară în aceleaşi etape ca şi la oţeluri numai că, după terminarea etapei dedizolvare a cementitei, se produce saturarea în carbon a austenitei, datorităsurselor de carbon suplimentar reprezentate de formaţiunile de grafit; diagramaTTT la încălzire a acestor fonte, prezentată în figura 5.4.b, conţine în acest caztoate curbele existente pe diagrama din figura 5.1, corespunzătoare oţeluluieutectoid (curba b, corespunzătoare dizolvării feritei, curba c, corespunzătoaredizolvării cementitei şi curba d, corespunzătoare omogenizării austenitei); lasfârşitul procesului de austenitizare structura fontei va fi formată tot din austenităsaturată în carbon şi grafit;

- în cazul austenitizării fontelor cu masa metalică de bază ferito-perlitică,evident, vor avea loc atât procesele specifice austenitizării fontelor feritice, câtşi cele corespunzătoare austenitizării fontelor cu masa metalică de bază perlitică.

5.2. Transformarea la răcire a austenitei

Prin subrăcire (răcire rapidă) şi menţinere la o temperatură oarecare t,austenita devine o fază instabilă termodinamic, ce tinde să se transforme.Transformarea austenitei subrăcite la t < A1 are la bază procesul (dictat termodinamic)de trecere a Feγ în Feα. Deoarece solubilităţile carbonului în cele două formealotropice ale fierului - Feγ şi Feα - sunt mult diferite, ar trebui ca, printr-un processecundar, să se producă separarea parţială a carbonului sub formă de cementită. Infuncţie de posibilităţile difuziei componenetelor aliajului fier - carbon la temepraturat < A1, care determină realizarea integrală sau parţială a proceselor definite maiînainte, transformarea austenitei subrăcite se poate produce prin trei mecanismedistincte: mecanismul cu difuzie, mecanismul fără difuzie şi mecanismul intermediar.Aspectele esenţiale privind transformarea austenitei prin fiecare din aceste treimecanisme sunt prezentate în continuare.


232

5.2.1. Transformarea austenitei prin mecanismul cu difuzie

In cazul în care la t < A1 (atinsă prin subrăcirea austenitei) este posibilăatât difuzia carbonului, cât si autodifuzia fierului, austenita se transformă prinmecanismul cu difuzie, în structuri perlitice, conform schemei:

γ ⇒ (α + Fe3C) sau Feγ(C) ⇒ (Feα(C) + Fe3C). (5.4) Austenită Perlită Austenită

Perlită

Condiţiile de realizare a difuziei impuse de desfăşurarea acestei transformări suntasigurate dacă temperatura la care se subrăceşte austenita este suficient de mare,tMC < t < A1, tMC fiind temepraratura minimă la care se mai poate producetransformarea prin acest mecanism; deoarece conduce la obţinerea de perlită,transformarea austenitei prin mecanismul cu difuzie este denumită şitransformarea perlitică.

Aşa cum rezultă din schema prezentată în figura 5.5, formarea perliteiîncepe prin crearea unor germeni lamelari de cementită la marginea cristalelor deaustenită. Germenii de cementită formaţi se dezvoltă pe baza carbonului dinaustenita care îi înconjoară şi, ca urmare, austenita din jurul lamelelor decementită îşi micşorează conţinutul de carbon şi se poate transforma în ferită.Deoarece ferita are capacitate redusă de a dizolva carbon, se produce un proces deexpulzare prin difuzie a carbonului excedentar (ce nu poate fi dizolvat de ferită),creşte conţinutul de carbon al austenitei care înconjoară lamelele de ferită şi secrează condiţiile formării unor lamele de cementită. Transformarea continuă dupăacest mecanism până la epuizarea austenitei.

Fig. 5.5 Schema transformării la răcire a austenitei în perlită

Formarea alternantă a lamelelor de ferită şi cementită este însoţită decreşterea acestora spre interiorul cristalelor de austenită care se transformă.Procesul de transformare se poate iniţia simultan în mai multe zone ale aceluiaşi


233

cristal de austenită şi, ca urmare, cristalele de perlită vor fi alcătuite (de obicei)din mai multe colonii perlitice, cu orientări diferite ale lamelelor de ferită şicementită şi vor avea dimensiuni mai mici decât cristalele de austenită din cares-au format (v. fig. 5.2). Grosimea lamelelor de ferită şi cementită ale coloniilorperlitice care se formează este determinată de mărimea vitezei de difuzie acarbonului în austenită la temperatura la care se produce transformarea, t < A1.Deoarece coeficientul de difuzie a carbonului scade odată cu scădereatemperaturii (v. scap.1.7), iar austenita devine mai instabilă şi tinde să setransforme mai rapid cu cât subrăcirea ∆t = A1 - t este mai mare, rezultă că, pemăsură ce subrăcirea austenitei creşte, structura perlitică formată va prezentadistanţe interlamelare ferită - cementită mai reduse. Astfel, la subrăciri mici aleaustenitei se va forma perlită lamelară PL, cu lamelele de ferită şi cementităvizibile la microscopul optic, aşa cum se observă în figura 5.6, la subrăciri maimari se va forma perlită sorbitică sau sorbită S, cu lamelele de ferită şi cementităfoarte fine, iar la subrăciri mari, apropiate de valoarea ∆t = A1 - tMC, se va formaperlită troostitică sau troostită T, a cărei structură lamelară nu se poate evidenţiadecât prin examinare la microscopul electronic. Diferenţele de grosime alamelelor de ferită şi cementită determină diferenţe substanţiale întrecaracteristicile de rezistenţă mecanică şi tenacitate ale diverselor varietăţi deperlită; de exemplu, perlita lamelară are duritatea 170...230 HB, sorbita − 230...330 HB,iar troostita − 330...400 HB.

5.2.2. Transformarea austenitei prinmecanismul fără difuzie

In cazul în care la temperatura t < A1 (atinsă prin subrăcirea austenitei) nueste posibilă nici difuzia carbonului, nici autodifuzia fierului, austenita setransformă prin mecanismul fără difuzie, conform schemei:

γ ⇒ M sau Feγ(C) ⇒ Feα(C)suprasat (5.5) Austenită Martensită Austenită Martensită

Structura rezultată în urma transformării austenitei prin acest mecanism constădintr-o soluţie solidă de carbon în Feα, care conţine întreaga cantitate de carbon aaustenitei; deoarece solubilitatea carbonului în Feα este mult mai mică decât înFeγ,, rezultatul transformării este o soluţie solidă suprasaturată de carbon în Feα,numită martensită M, iar transformarea austenitei prin mecanismul fără difuzieeste denumită şi transformarea martensitică.

Condiţia inexistenţei proceselor de difuzie la realizarea transformăriimartensitice impune subrăcirea austenitei la temperaturi mai mici decât o


234

temperatură caracteristică, numită punct martensitic superior Ms (t < Ms < A1)Transformarea martensitică prezintă următoarele particularităţi:a) Transformarea se realizează prin modificările de poziţii atomice în

structura cristalină a austenitei schematizate în figura 5.7; aceste modificări seefectuează (în absenţa difuziei) sub acţiunea tensiunilor mecanice generate prinsubrăcirea puternică a austenitei. Deoarece întreaga cantitate de carbon existentăîn austenită rămâne dizolvată interstiţial în martensită, martensita secaracterizează printr-o structură cristalină tetragonală cu volum centrat (TVC),celula elementară a acestei structuri fiind o prismă pătrată dreaptă, cu parametrii

dimensionali a1 = a2 ≠ a3 şi raportul 1

3

aa

, numit grad de tetragonalitate a

martensitei, dependent de concentraţia masică de carbon dizolvat %Cm:

m%Caa

046011

3 ,+= . (5.6)

Datorită modificărilor dimensionale care se produc la transformareamartensitică, volumul martensitei care se obţine este mai mare decât volumulaustenitei din care s-a format, adică transformarea martensitică este însoţită de ocreştere de volum.

Perlită lamelară PL Bainită superioară BS

Martensită tetragonală M şi austenităreziduală γγγγrez Bainită inferioară BI

Fig. 5.6. Structurile care se pot obţine prin transformarea austenitei la răcire


235

b) Procesele de germinare şi creştere a cristalelor de martensită seproduc practic instantaneu şi se realizează în cursul subrăcirii austenitei lat < Ms, menţinerile la t < Ms neproducând continuarea transformării; s-aconstatat experimental că viteza de creştere a germenilor de martensită estede aproximativ 1 km/s, cristalele de martensită care se formează avândconfiguraţia platiformă - aciculară (v. fig. 5.6) şi lungimea egală cudimensiunea cristalelor de austenită care se transformă. Datorită acestorparticularităţi, transformarea martensitică la aliajele sistemului fier - carbonse caracterizează ca fiind:

* o transformare de tip militar, care se realizează spontan (″la comandă″),prin mişcarea simultană a tuturor atomilor care participă la formarea cristalelor demartensită (spre deosebire de transformarea perlitică, ce este caracterizată ca otransformare de tip civil, care se realizează prin deplasări succesive, individuale şiindependente, prin difuzie ale atomilor fazei care se transformă);

Fig. 5.7. Schema formării celulei elementare a martensitei la transformarea fără difuzie a austenitei

* o transformare atermică, adică o transformare care se produce în cursulsubrăcirii fazei care se transformă şi al cărei rezultat depinde esenţial de vitezacu care se produce subrăcirea şi nu este influenţat de valoarea temperaturii t < Msla care se face subrăcirea şi nici de durata menţinerii la această temperatură;rezultă că transformarea martensitică nu este o transformare izotermică(o transformare care se produce în timpul menţinerii austenitei la otemperatură t < A1), aşa cum este transformarea perlitică.

c) Deoarece formarea cristalelor de martensită este însoţită de o creşterede volum, austenita netransformată în cursul subrăcirii la t < Ms este deformată şiecruisată, mobilitatea atomilor acesteia se micşorează considerabil şi posibilităţile


236

ei de transformare se diminuează (austenita netransformată se stabilizează); caurmare, transformarea martensitică se autofrânează şi întotdeauna rămâne ocantitate de austenită netransformată, numită austenită reziduală. Austenitareziduală corespunzătoare subrăcirii la o temperatură t < Ms poate fi transformată(parţial sau total) în martensită printr-o nouă subrăcire, la o temperatură t’ < t < Ms;pentru ca austenita să se transforme integral în martensită, este necesar catemperatura la care se face subrăcirea să fie mai mică decât o temperaturăcaracteristică, numită punct martensitic inferior Mf.

Fig. 5.8. Curbele de variaţie în funcţie de concentraţia masică de carbon a:a - temperaturilor caracteristice Ms, Mf ; b - durităţii martensitei

Temperaturile caracteristice transformării martensitice a unui aliajfier - carbon (Ms şi Mf ), precum şi duritatea martensitei care se obţine suntinfluenţate esenţial de concentraţia de carbon a aliajului, aşa cum rezultă dindiagramele prezentate în figura 5.8.

d) Transformarea martensitică la aliajele fier - carbon este ireversibilă: prinrăcirea austenitei la t < Ms se produce transformarea acesteia în martensită, darîncălzirea martensitei nu conduce la transformarea ei în austenită, ci în structuri de tipperlitic, care prin înclzire la ti > A1 se transformă în austenită (v. scap. 5.1).

5.2.3. Transformarea austenitei prinmecanismul intermediar

In cazul în care la temperatura t < A1 este posibilă difuzia carbonului, darnu se pot realiza procesele de autodifuzie a fierului, austenita se transformă prinmecanismul intermediar, conform schemei:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) ⇒ [Feα(C) + carburi] (5.7) Austenită Martensită

Bainită


237

Structura bifazică ce rezultă în urma transformării poartă numele debainită B şi transformarea austenitei prin mecanismul intermediar este denumităşi transformarea bainitică Asigurarea condiţiilor de difuzie (prezentate anterior)pentru desfăşurarea transformării impun subrăcirea austenitei la o temperaturăt cuprinsă între tMC şi Ms.

Aşa cum rezultă analizând schema ei de realizare, transformarea bainiticăare două etape:

* transformarea austenitei într-o structură martensitică (soluţie solidăsuprasaturată de carbon în Feα) prin modificarea poziţiilor atomilor sub acţiuneatensiunilor mecanice create în cursul subrăcirii la t ∈ (tMC; Ms);

* separarea prin difuzie (în cursul menţinerii la temperatura atinsă dupăsubrăcire) a unei părţi din carbonul care suprasaturează soluţia solidă Feα(C),micşorarea suprasaturării în carbon a acestei faze şi apariţia (precipitarea) în structurăa unor particule fine de carburi; în funcţie de temperatura la care se face subrăcirea,carburile precipitate din soluţia solidă Feα(C) pot fi carburi stabile (cementită), dacă teste în vecinătatea temperaturii tMC, sau carburi metastabile (carbură ε, cu structurăcristalină de tip HC), dacă t este în apropierea temperaturii Ms.

Bainita formată prin subrăcirea şi menţinerea austenitei la o temperatură tsituată în vecinătatea temperaturii tMC este denumită bainită superioară BS şi areaspect microscopic de fulgi sau pene (v. fig.5.6) şi caracteristici mecaniceasemănătoare cu ale troostitei, în timp ce bainita formată prin subrăcirea şimenţinerea austenitei la o temperatură t situată în apropierea temperaturii Ms estedenumită bainită inferioară BI şi are caracteristicile mecanice şi aspectulmicroscopic asemănătoare cu ale martensitei (v. fig. 5.6, care prezintă aspectulplatiform - acicular al bainitei inferioare).

5.2.4. Diagramele timp - temperatură - transformare (TTT)la răcirea austenitei

Aşa cum s-a arătat anteior, mecanismul transformării la răcire a austeniteieste determinat de posibilităţile difuziei componentelor sale la temperatura t < A1la care este subrăcită. In cazul în care la t < A1 sunt asigurate condiţiiletransformării austenitei prin mecanismele ce presupun difuzia unuia sau ambelorcomponente (formarea structurilor bainitice sau perlitice), procesele detransformare încep după un anumit timp de la realizarea subrăcirii, numit timp deincubaţie şi au durata corespunzătoare finalizării acestor procese (transformăriiintegrale a austenitei). In cazul în care la t < A1 sunt asigurate condiţiiletransformării austenitei prin mecanismul fără difuzie (formarea structurilor


238

martensitice), procesele de transformare se realizează spontan şi, în general, nu sefinalizează (rămâne o cantitate de austenită netransformată).

Modul în care se desfăşoară în timp procesele de transformare izotermă aaustenitei subrăcite la diferite temperaturi t < A1 poate fi reprezentat sugestiv cuajutorul aşa numitelor diagrame de transformare izotermă a austenitei saudiagrame timp - temperatură - transformare (diagrame TTT) la răcireaaustenitei. Aceste diagrame au în abscisă timpul (la scară logaritmică) şi înordonată temperatura şi conţin două curbe principale: a) curba de început altransformării (locul geometric al punctelor având ca abscise duratele de incubaţiecorespunzătoare începerii transformării austenitei la diferite temperaturi) şib) curba de sfârşit al transformării (locul geometric al punctelor având ca absciseduratele necesare finalizării transformării austenitei la diferite temperaturi).Diagramele TTT se construiesc pe cale experimentală: probe de dimensiuni reduse(din aliajul fier - carbon analizat) se austenitizează prin încălzire, se subrăcesc în băide săruri la diferite temperaturi t < A1 şi se analizează prin metode adecvate(microscopie metalografică, metode magnetice etc.), pentru a se evidenţia modul încare se desfăşoară în timp procesele de transformare izotermă a austenitei.

In figura 5.9 este redată (pentru exemplificare) configuraţia diagrameiTTT la răcirea austenitei, corespunzătoare oţelurilor eutectoide. Examinândaceastă diagramă se pot evidenţia următoarele aspecte cu caracter general:

Fig. 5.9. Diagrama TTTla răcirea austenitei pentru un oţel eutectoid

a) Curbele de început şi de sfârşit ale transformării au ca asimptotă dreaptat = A1, ceea ce sugerează că transformarea izotermă a austenitei în condiţii deechilibru (desfăşurarea transformării la temperatura tPSK = A1 = 727 oC, înconformitate cu diagrama de echilibru Fe - Fe3C) se poate realiza numai în cazulrăcirii austenitei cu viteză foarte mică şi are o durată extrem de îndelungată.


239

b) Timpii de incubaţie corespunzători transformării austenitei în structuriperlitice scad odată cu micşorarea temperaturii în intervalul (A1; tMC). Acest fapteste determinat de creşterea instabilităţii austenitei (şi, ca urmare, a tendinţei detransformare a acesteia) odată cu creşterea subrăcirii ∆t = A1 - t.

c) Timpii de incubaţie corespunzători transformării austenitei în bainităcresc odată cu micşorarea temperaturii în intervalul (tMC; Ms). Acest fapt estedeterminat de scăderea odată cu temperatura a coeficientului de difuzie acarbonului (şi, ca urmare, a posibilităţilor de realizare a transformării).

La temperatura tMC, durata de incubaţie şi durata totală a transformăriiizoterme a austenitei sunt minime (transformarea decurge cu viteză maximă),motiv pentru care tMC este denumită temperatură de maxim cinetic(a trnsformării austenitei).

Cu toate că reprezintă modalităţile transformării izoterme a austenitei,diagrama TTT din figura 5.9 poate fi folosită şi pentru a preciza particularităţiletransformării austenitei la răcire continuă (răcirea austenitei cu o anumită vitezăde la o temperatură ti > A1). Astfel, construind pe diagrama TTT curbele derăcire continuă a austenitei cu diferite viteze vrj, se observă că punctele deintersecţie ale acestora cu curbele de început şi de sfârşit ale transformăriiaustenitei corespund la temperaturi diferite (tj şi tj’, j = 1...5) şi rezultă cătransformarea la răcire continuă a austenitei se realizează într-un interval detemperaturi. De asemenea, observând că pentru unele curbe de răciretemperaturile tj şi tj’ se află în intervale de temperatură corespunzătoare unormecanisme de transformare diferite, rezultă posibilitatea ca prin răcireacontinuă a austenitei să se formeze structuri complexe, cu mai mulţiconstituenţi. De exemplu, prin răcirea continuă a austenitei unui oţeleutectoid cu vitezele vrj , j = 1...5 (v. fig. 5.9) se obţin (la temperaturaambiantă ta) următoarele structuri: a) la răcirea cu viteza vr1 - perlită lamelarăPL (t1 şi t1’ sunt situate imediat sub A1); b) la răcirea cu viteza vr2 - sorbită(t2 şi t2’ se situează la mijlocul intervalului dintre A1 şi tMC); c) la răcirea cuviteza vr3 - troostită (t3 şi t3’ se află imediat deasupra temperaturii tMC); d) larăcirea cu viteza vr4 - troostită, bainită, martensită şi austenită reziduală; e) larăcirea cu viteza vr5 - martensită şi austenită reziduală. Pe diagrama TTT dinfigura 5.9 s-a trasat şi o curbă de răcire tangentă la curba de început altransformării austenitei; această curbă corespunde vitezei minime de răcirecare poate asigură obţinerea unei structură complet martensitice, numităviteză de răcire critică vrc.

Diagramele TTT (de tipul celei prezentate în fig.5.9 pentru oţeluleutectoid) se pot construi pentru orice aliaj fier - carbon (oţel sau fontă). Pentruexemplificare, în figura 5.10 sunt reprezentate diagramele de transformare


240

izotermă a austenitei corespunzătoare unui oţel hipoeutectoid (fig. 5.10 a) şi unuioţel hipereutectoid (fig. 5.10 b). Analizând aceste diagrame rezultă următoareleparticularităţi:

* oţelurile hipoeutectoide au două puncte critice de transformare în staresolidă: A1 = tPSK = 727 oC şi A3 - temperatura corespunzătoare punctului deintersecţie dintre verticala oţelului şi linia GS a diagramei de echilibru Fe - Fe3C;la aceste oţeluri, transformarea austenitei prin mecanismul cu difuzie începe cuformarea unei anumite cantităţi de ferită (ferita preeutectoidă), iar temperaturileMs şi Mf , caracteristice transformării martensitice, sunt situate (de obicei)deasupra temperaturii ambiante (răcirea până la ta a austenitei cu o viteză vr > vrcconduce la obţinerea unei structuri complet martensitice (cu conţinuturi infimede austenită reziduală);

Fig. 5.10. Diagramele TTT la răcirea austenitei pentru:a - oţelurile hipoeutectoide ; b - oţelurile hipereutectoide.

* oţelurile hipereutectoide au două puncte critice de transformare înstare solidă: A1 = tPSK = 727 oC şi Acem - temperatura corespunzătoarepunctului de intersecţie dintre verticala oţelului şi linia ES a diagramei deechilibru Fe - Fe3C; la aceste oţeluri, transformarea austenitei prinmecanismul cu difuzie demarează cu formarea unei anumite cantităţi decementită secundară, iar temperaturile Ms, Mf, caracteristice transformăriimartensitice, sunt situate sub temperatura ambiantă şi la răcirea până la ta aaustenitei cu o viteză vr > vrc se obţine o structură alcătuită din martensită şimultă austenită reziduală, care poate fi eliminată (transformată în martensită)numai prin răcirea la o temperatură t = −80...−100 oC < Mf < ta.

In practică, pentru aprecierea mai riguroasă a proceselor şi rezultatelortransformării austenitei la răcire continuă se folosesc diagrame de


241

transformare termocinetică a austenitei, de tipul celei reprezentate în figura5.11 (pentru un oţel carbon hipoeutectoid). Pe astfel de diagrame sunt trasatede obicei şi curbele corespunzătoare răcirii austenitei cu diferite viteze (îndiferite medii), pe fiecare curbă de răcire indicându-se conţinuturileprocentuale ale constituenţilor care rezultă prin transformarea austenitei şiduritatea structurii care se obţine (v. fig.5.11).

Fig. 5.11. Diagrama de transformare termocinetică a austenitei

5.3. Transformarea martensitei la încălzire

Procesul de răcire rapidă a austenitei la t < Ms pentru realizareatransformării prin mecanismul fără difuzie este denumit călire martensitică. Aşacum s-a arătat anterior, în urma realizării unui astfel de proces se obţine ostructură alcătuită din martensită (tetragonală), numită şi martensită de călireşi o anumită cantitate de austenită reziduală. Această structură este metastabilă şitinde să se transforme, mai ales dacă temperatura creşte şi sunt activatefenomenele de difuzie a carboului. Operaţia de încălzire cu viteză mică sau deîncălzire şi menţinere la o temperatură ti < A1 a unei structuri de călire estedenumită revenire. Transformarea la revenire a structurilor de călire (alcătuite


242

din martensită tetragonală şi austenită reziduală) are următoarele etape:a) Intr-o primă etapă, când structura de călire este încălzită la ti = 80 ... 200 oC,

martensita tetragonală se transformă în martensită cubică, numită şi martensităde revenire, ca urmare a precipitării unor particule de carbură ε, sub formă delamele foarte fine (de dimensiuni submicroscopice), coerente cu structuracristalină a martensitei din care au provenit. Datorită precipitării carburilor,matensita de revenire prezintă un grad de tetragonalitate mai mic decât celcorespunzător martensitei de călire şi are un volum mai redus decât aceasta; caurmare, formarea martensitei de revenire este însoţită de micşorarea niveluluitensiunilor mecanice din structură şi de scăderea stabilităţii austenitei reziduale.

b) In a doua etapă, când temperaturile de încălzire ating valori ti = 200 ... 300 oC,austenita reziduală se transformă în martensită de revenire printr-un mecanismasemănător transformării bainitice (se produce mai întâi transformarea alotropicăFeγ ⇒ Feα, care determină transformarea austenitei în martensită tetragonală şiapoi are loc precipitarea prin difuzie a particulelor de carbură ε, care determinăscăderea gradului de tetragonalitate al martensitei). De asemenea, datorităintensificării procesele de difuzie, în această etapă se continuă precipitareacarburilor din martensită, starea şi proprietăţile acestora apropiindu-se de celecorespunzătoare carburilor stabile (cementitei).

c) In a treia etapă, la temperaturi ti = 300 ... 400 oC, au loc procesede reducere apreciabilă a nivelului tensiunilor mecanice din structură (procese dedetensionare a structurii), cu caracter similar celor care se produc în stadiul derestaurare a materialelor metalice ecruisate prin deformare plastică (v. scap. 3.5 A).

d) In etapa a patra, latemperaturi ti = 400 ... 650 oC < A1,particulele de carburi pierd coerenţa cureţeaua martensitei de revenire (care, înurma realizării etapelor anterioare, areo concentraţie de carbon scăzută,apropiată de cea corespunzătoareferitei) şi se separă sub formă departicule fine de cementită globulară.In urma desfăşurării acestor proceserezultă o structură alcătuită din

particule fine de cementită globulară, uniform distribuite într-o masă de ferită,structură numită sorbită de revenire (v. fig. 5.12); sorbita de revenire este o structurăconvenabilă pentru piesele din aliaje fier - carbon (mai ales pentru piesele din oţelurihipoeutectoide) supuse în exploatare la solicitări mecanice importante, deoarece asigurăaliajelor o combinaţie optimă a caracteristicilor de rezistenţă mecanică şi tenacitate.

Fig. 5.12. Sorbită de revenire


243

Cuvinte cheie

austenită reziduală, 236austenitizare, 227, 230bainită, 237bainită inferioară, 237bainită superioară, 237călire martensitică, 241colonie perlitică, 233cristal initial de austenită, 228cristal real de austenită, 228diagramă de transformare izotermă a austenitei(diagramă TTT), 238diagramă de transformare termocinetică aaustenitei, 240diagramă TTT la încălzire, 227ereditate granulară, 228indicele mărimii grăuntelui, 229

martensită de călire, 241maretensită de revenire, 242perlită lamelară, 233punct martensitic inferior, 236punct martensitic superior, 234revenire, 241sorbită, 233sorbită de revenire, 242temperatură de maxim cinetic, 239timp de incubaţie, 237transformare bainitică, 237transformare martensitică, 233transformare perlitică, 232troostită, 233viteză de răcire critică, 239

Bibliografie


2. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, vol. II.,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 1981

3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Mantea St. ş.a., Metalurgie fizică, Editura Tehnică, Bucureşti, 19705. Novicov I.I. Theory of heat treatment of metals, Moscova, Mir, 19786. Popov A.A. şi Popova L.E., Izotermiceskie i termodinamoceskie diagramî

raspada pereohladjenovo austenita. Moscova, Metallurghia, 19657. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19838. Raşeev D., Bazele tehnologiei tratatamentelor termice, I.P.G. Ploiesti, 19779. Truşculescu M., Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică,

Bucureşti, 197710. Zecheru Gh., Tehnologia materialelor, Partea I, I.P.G. Ploieşti, 198711. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol. 4, American Society for

Metals, Ohio, 1981


244


T.5.1. Care din următoarele etape se desfăşoară în cursul transformării laîncălzire a perlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie: a) dizolvarea cementitei;b) dizolvarea feritei; c) formarea germenilor de fază γ; d) omogenizarea austenitei?

T.5.2. Care din următoarele afirmaţii privind transformarea la încălzire aperlitei în austenită sunt adevărate: a) procesele de transformare decurg cu vitezăcu atât mai mare şi se definitivează la temperaturi cu atât mai înalte, cu cât vitezade încălzire este mai mare; b) transformarea prin mecanismul fără difuzie seproduce dacă încălzirea se face foarte lent; c) cristalele iniţiale de austenită care seformează au dimensiunile mai mari decât ale cristalelor de perlită din care s-auformat; d) în cazul mecanismului cu difuzie, transformarea începe la depăşireatemperaturii A1, cu formarea unor germeni de austenită?

T.5.3. Tendinţa de creştere a dimensiunilor cristalelor de austenită laîncălzire este denumită: a) recristalizare primară; b) alotropie; c) ereditategranulară; d) macroscopie?

T.5.4. Care din următoarele particularităţi corespund transformării la răcirea austenitei prin mecanismul fără difuzie: a) transformarea este însoţită de omicşorare de volum: b) transformarea este de tip “civil”; c) transformarea nu seautofrânează; d) transformarea este ireversibilă?

T.5.5. Dacă austenita este subrăcită rapid la o temperatură ti < Ms, seproduce transformarea acesteia: a) prin mecanismul cu difuzie; b) în perlită; c) înmartensită; d) prin mecanismul fără difuzie?

T.5.6. Ce structură rezultă prin subrăcirea şi menţinerea austenitei la otemperatură ti, astfel încât Ms < ti < tMC; a) perlită lamelară, dacă ti este învecinătatea lui tMC; b) sorbită de revenire, dacă ti este în vecinătatea lui Ms;c) bainită superioară, dacă ti este în vecinătatea lui tMC; d) bainită superioară, dacăti este în vecinătatea lui Ms?

T.5.7. Care din următoarele definiţii date martensitei sunt corecte:a) martensita este o soluţie solidă de carbon în Feα; b) martensita este o soluţiesolidă de carbon în Feγ; c) martensita este o soluţie solidă suprasaturată de carbonîn Feα; d) martensita este o ferită suprasaturată în carbon ?

T.5.8. Care din următoarele proprietăţi corespund fazei obţinute printransformarea la răcire a austenitei prin mecanismul fără difuzie: a) este o fază custructura tip TFC; b) este o fază moale şi tenace; c) este o fază dură, a căreiduritate creşte odată cu creşterea concentraţiei sale de carbon; d) este o fază cuaspect metalografic platiform – acicular ?

T.5.9. Dacă austenita este subrăcită şi menţinută la o temperatură ti, astfel


245

încât tMC < ti < A1, se produce transformarea acesteia: a) prin mecanismul cudifuzie; b) în perlită; c) în martensită; d) în ledeburită ?

T.5.10. Care din următoarele etape se produc la revenirea structurilor decălire: a) transformarea austenitei reziduale în martensită de revenire;b) transformarea martensitei de călire în martensită cubică; c) detensionareastructurii; d) formarea unei structuri alcătuite din particule fine de cementităglobulară, uniform distribuite într-o masă de austenită ?

T.5.11. Transformarea la răcire a austenitei prin mecanismul cu difuzieeste denumită şi: a) transformare martensitică; b) transformare bainitică;c) transformare perlitică; d) transformare austenitică ?

T.5.12. Care din următoarele structuri pot rezulta în urma transformării larăcire a austenitei prin mecanismul cu difuzie: a) perlită lamelară; b) bainităsuperioară; c) sorbită; d) troostită ?

T.5.13. Din ce este alcătuită structura unui oţel hipoeutectoid cu%Cm = 0,3 %, răcit din domeniul austenitic, cu o viteză cu o viteză vr > vrc, pânăla ta: a) martensită şi austenită reziduală; b) martensită; c) bainită inferioară;d) sorbită şi troostită?

T.5.14. Din ce este alcătuită structura unui oţel hipereutectoid cu%Cm = 0,9 %, răcit din domeniul austenitic, cu o viteză cu o viteză vr > vrc, pânăla ta: a) martensită şi austenită reziduală; b) martensită; c) bainită inferioară;d) sorbită şi ledeburită transformată?

T.5.15. Desfăşurarea căreia din următoarele etape ale transformării larevenire a structurilor de călire determină creşteri ale volumului pieselor din oţel:a) etapa transformării martensitei tetragonale în martensită de revenire; b) etapatransformării austenitei reziduale în martensită de revenire; c) etapa proceselor dereducere a nivelului tensiunilor mecanice din structură; d) etapa formării sorbiteide revenire ?

T.5.16. Care din următoarele etape se produc la austenitizarea (încălzirea îndomeniul austenitei) unei fonte cenuşii feritice: a) transformarea feritei în austenită;b) transformarea perlitei în austenită; c) îmbogăţirea în carbon a autenitei până laconcentraţia de saturaţie; d) transformarea grafitului lamelar în cementită ?

T.5.17. Care din următoarele transformări se produc la răcirea cu o vitezăfoarte mică a unui oţel hipoeutectoid încălzit în domeniul austenitic: a) formareaferitei preeutectoide; b) transformarea austenitei în perlită; c) transformareaaustenitei prin mecanismul cu difuzie; d) transformarea austenitei în martensită ?

T.5.18. Care din următoarele transformări se produc la răcirea cu o vitezăfoarte mică a unui oţel hipereutectoid încălzit în domeniul austenitic: a) formareaferitei preeutectoide; b) transformarea austenitei în perlită; c) transformareaaustenitei prin mecanismul cu difuzie; d) transformarea austenitei în martensită ?


246

T.5.19. Care din următoarele oţeluri va avea o duritate mai mare dupăcălirea martensitică: a) oţelul carbon cu %Cm = 0,3 %; b) oţelul carbon cu%Cm = 0,77 %; c) oţelul carbon cu %Cm = 0,9 %; d) oţelul carbon cu %Cm = 1 %?

T.5.20. Care din următoarele oţeluri are granulaţia mai fină: a) oţelul cuindicele convenţional al mărimii grăuntelui G = 6; b) oţelul la care numărul decristale pe mm2, determinat pe probe metalografice, a fost m = 27; c) oţelul lacare numărul de cristale pe mm2, determinat pe o probă metalografică, a fost m= 29; d) oţelul cu indicele convenţional al mărimii grăuntelui G = 9?

Aplicaţii A.5.1. Curbele caracteristice ale diagramei transformării la încălzire aperlitei în austenită la oţelul carbon eutectoid corespund unor hiperbole, avândexpresiile analitice (t – A1)τ = kh, în care, dacă temperaturile t se dau în oC, iarduratele τ se dau în minute, kh = 73 pentru curba corespunzătoare finalizării etapeide dizolvare a feritei, kh = 146 pentru curba corespunzătoare finalizării etapei dedizolvare a cementitei şi kh = 219 pentru curba corespunzătoare finalizării etapeide omogenizare a austenitei. Să se construiască diagrama TTT la încălzire pentruacest oţel, să se traseze pe această diagramă curbele de încălzire a oţelului, de lat0 = A1 = 727 oC, cu vitezele vi1 = 1 oC/min şi vi2 = 10 oC/min şi să se precizezecare sunt cuplurile de valori (t, τ) la care se finalizează procesele corespunzătoareetapelor transformării perlitei în austenită la încălzirea oţelului carbon eutectoiddupă aceste curbe.

RezolvareUtilizând ecuaţia hiperbolelor care descriu analitic curbele carecteristice

ale diagramei transformării la încălzire a perlitei în austenită la oţelul carboneutectoid, se obţin coordonatele seriilor de puncte, aparţinând acestor curbe,redate în tabelul 5.1, cu ajutorul cărora s-au trasat curbele b, c, d (avândsemnificaţiile precizate în scap. 5.1.1) ale diagramei prezentate în figura 5.13.

Tabelul 5.1. Coordonatele unor puncte aparţinând curbelor caracteristice ale diagramei TTT la încălzire pentru oţelul eutectoid

Temperatura t, oC 730 740 750 760 770 780 790 800Durata τ, min, pe curba b,

corespunzătoare finalizării etapeide dizolvare a feritei

24,3 5,61 3,17 2,21 1,70 1,38 1,16 1,00

Durata τ, min, pe curba c, corespunzătoare finalizării etapei

de dizolvare a cementitei48,7 11,2 6,35 4,42 3,40 2,75 2,32 2,00

Durata τ, min, pe curba d, corespunzătoare finalizării etapei

de omogenizare a austenitei73,0 16,8 9,52 6,64 5,09 4,13 3,48 3,00


247

Fig. 5.13. Diagrama transformării la încălzire a perlitei în austenită la oţelul carbon eutectoidSe consideră intervalul de temperaturi (t0 = A1 = 727 oC; tn = 800 oC) şi o

diviziune a cestuia, aleasă convenabil, cu bornele t0, t1, t2, … , tj, … tn-1, tn; pentrufiecare din vitezele de încălzire vi, precizate în enunţul aplicaţiei, se calculeazăduratele necesare încălzirii oţelului, de la t0, la fiecare din bornele tj, cu relaţia:

i

jj v

At 1−=τ , j = 0 … n, (5.8)

rezultatele astfel obţinute fiind redate în tabelul 5.2. Punctele cu coordonatele(τj; tj), corespunzătoare fiecărei viteze de încălzire vi, definesc cele două curbe deîncălzire a oţelului, de la t0 la tn, reprezentate pe diagrama TTT din figura 5.13.

Tabelul 5.2. Coordonatele punctelor care definesc curbele de încălzirepeste A1 a oţelului eutectoid

tj, oC 727 730 740 750 760 770 780 790 800τj, min, la încălzirea cu viteza

vi1 = 1 oC/min 0 3 13 23 33 43 53 63 73

τj, min, la încălzirea cu vitezavi2 = 10 oC/min 0 0,3 1,3 2,3 3,3 4,3 5,3 6,3 7,3

Cuplurile de valori (t, τ), la care se finalizează procesele etapelortransformării perlitei în austenită la încălzirea oţelului carbon eutectoid dupăcurbele de încălzire cu vitezele vi1 = 1 oC/min şi vi2 = 10 oC/min, corespundcoordonatelor punctelor de intersecţie dintre curbele caracteristice ale diagrameiTTT şi cele două curbe de încălzire, redate în tabelul 5.3.

Rezultatele prezentate în tabelul 5.3 confirmă precizările făcute înscap.5.1.1, evidenţiind clar că procesele care au loc la austenitizarea oţeluluieutectoid decurg cu viteză cu atât mai mare şi se desăvârşesc la temperaturi cu atâtmai înalte, cu cât viteza de încălzire a acestui oţel este mai mare.


248

Tabelul 5.3. Temperaturile şi duratele proceselor de transformare a perlitei în austenităla încălzirea oţelului eutectoid cu vitezele vi1 = 1 oC/min şi vi2 = 10 oC/min

Viteza deîncălzire vi,

oC/min

Etapa transformăriiperlitei în austenită

Temperaturafinalizării proceselorde transformare t, oC

Durata finalizăriiproceselor de

transformare τ, min

Dizolvarea feritei 736 8,54

Dizolvarea cementitei 739 12,1vi1 = 1

Omogenizarea austenitei 742 14,8

Dizolvarea feritei 754 2,70

Dizolvarea cementitei 765 3,82vi2 = 10

Omogenizarea austenitei 772 4,68

A.5.2. Un eşantion metalografic prelevat dintr-un semifabricat din oţelcarbon hipoeutectoid a fost pregătit în vederea punerii în evidenţă a mărimiigranulaţiei, folosind metoda oxidării controlate (metoda Kohn), recomandatăîn SR ISO 643 şi a relevat la examinarea pe microscopul metalografic, lamărirea liniară g = 400, imaginea prezentată în fgura 5.14. Folosind imaginiletip (imaginile etalon) din SR ISO 643, să se stabilească, pentru oţelul din cares-a extras eşantionul, indicele convenţional al mărimii grăuntelui G.

RezolvareDin analiza conţinutului

standardului SR ISO 643 rezultă căpregătirea eşantionului metalograficprin metoda Kohn, în scopul puneriiîn evidenţă a mărimii granulaţieisemifabricatului din oţel din care afost extras, a constat în:

• prelucrarea şi şlefuireafină a unei suprafeţe plane aeşantionului;

• introducerea eşantionuluiîntr-un tub de laborator etanş, în carese realizează un vacuum de 1 Pa sau

se introduce un gaz inert (argon) şi încălzirea acestuia (într-un cuptor) latemperatura ti la care se doreşte determinarea dimensiunilor cristalelor reale deaustenită (de obicei, ti = 925 … 950 oC);

Fig. 5.14. Structura unui eşantion din oţel pregătitpentru evidenţierea mărimii granulaţiei


249

• menţinerea eşantionului la ti o durată suficientă pentru definitivareaproceselor de austenitizare a structurii (de obicei, 5 … 10 min), urmată de oxidareacontrolată a suprafeţei şlefuite a acestuia, prin introducerea de aer, timp de 10 … 15 s,în tubul de laborator în care este amplasat şi de răcirea în apă a eşantionului până la ta;

• tratarea (atacarea) suprafeţei şlefuite cu un reactiv metalografic (de obicei,reactivul Vilella, care este o soluţie de acid picric şi acid clorhidric în alcool etilic);

Examinarea la microscopul metalografic a eşantionului astfel pregătitrelevă o imagine de tipul celei prezentate în figura 5.14, pe care o reţea de oxiziconturează cristalele care alcătuiesc structura la ta, având dimensiunileaproximativ egale cu ale cristalelor reale de austenită din care s-au format. In modobişnuit, examinarea la microscopul metalografic se face la mărirea liniară de 100,imaginea observată se compară cu imaginile tip prezentate în figura 5.15 şi sestabileşte indicele convenţional al mărimii grăuntelui G (indicele înscris subimaginea tip care corespunde unei structuri cu cristalele de dimensiuniasemănătoare cristalelor existente pe imaginea microscopică a structuriieşantionului examinat); în această situaţie, structua eşantionului examinat arem = 2G+3 grăunţi/mm2 şi, ca urmare, suprafaţa medie a unui cristal (grăunte

cristalin) este 32

1+= Ga . Dacă, pentru a îmbunătăţii precizia evaluărilor,

eşantionul este examinat la o mărire liniară g ≠ 100, dimensiunile cristalelor carese observă pe imaginea microscopică sunt multiplicate (faţă de dimensiunile

corespunzătoare examinării la mărirea de 100) cu coeficientul 100

g , iar suprafeţele

acestor cristale sunt modificate cu un coeficient de multiplicare 2)(100

g ; în aceste

circumstanţe, dacă se atribuie mărimii granulaţiei structurii eşantionului indicele

Gg, rezultă 32 2)(100

+= gGgm grăunţi/mm2 şi, ca urmare, suprafaţa medie a unui

cristal (grăunte cristalin) este 332

2

1

2

1100)( ++ == GgGga . In acest fel se obţine

următoarea relaţie de determinare a indicelui G, corespunzător examinării lamărirea liniară 100, când se cunoaşte valoarea indicelui Gg, corespunzătorexaminării eşantionului la o mărire liniară g ≠ 100:

1002log2 ggGG += . (5.9)

Utilizând principiile prezentate anterior în contextul datelor din enunţul

aplicaţiei, rezultă: g = 400, G400 = 6 şi 10log26100400

2 =+=G .


250

G =1 G = 2

G = 3 G = 4

G = 5 G = 6

G = 7 G = 8

Fig. 5.15. Imaginile tip pentru determinarea mărimii granulaţiei oţelurilor

A.5.3. In figura 5.11 este reprezentată diagrama de transformaretermocinetică a austenitei unui oţel carbon hipoeutectoid cu concentraţia masicăde carbon %Cm = 0,45 % şi punctele critice de transformare A1 = 727 oC şiA3 = 785 oC. Să se stabilească vitezele de răcire a oţelului din domeniul austeniticcorespunzătoare curbelor de răcire reprezentate în diagramă, structurile şi


251

durităţile care se obtin prin răcirea oţelului după aceste curbe.RezolvareConsiderând că fiecare curbă de răcire corespunde unei viteze de răcire

vrj = ct., j = 1 … n (n = 8), se aleg pe fiecare curbă câte două puncte, se determinăcoordonatele acestora (τ1j; t1j) şi (τ2j; t2j) şi se calculează viteza medie de răcirecorespunzătoare fiecărei curbe, folosind relaţia:

njvjj

jjrj

tt...1,

21

21 =−−

−=ττ

; (5.10)

rezultatele care se obţin utilizând această procedură sunt prezentate în tabelul 5.4.Tabelul 5.4. Structurile şi durităţile obţinute la răcirea cu diferite viteze

a austenitei unui oţel carbon cu %Cm = 0,45 %Coordonatele punctelor

de pe curba de răcireCurbade

răcire τ1j,s

t1j,oC

τ2j, s

t2j,oC

vrj,oC/s Structura la ta HV

1 102 785 104 672 0,01 35 % α; 65 % P 195

2 102 752 103 476 0,31 25 % α; 75 % P 217

3 10 763 2⋅102 436 1,72 10 % α; 90 % P 237

4 7 725 102 430 3,17 4 % α; 96 % P 264

5 1 780 20 400 20,0 3 % α; 36 % P; 40 % B; 21 % M 363

6 1 730 10 418 34,7 1 % α; 10 % P; 20 % B; 69 % M 515

7 1 700 5 300 100 2 % B; 98 % M 698

8 1 642 3 300 171 100 % M 701

Structurile şi durităţile care se obţin la răcirea austenitei cu vitezelecorespunzătoare fiecărei curbe de răcire sunt redate, de asemenea, în tabelul 5.4;deoarece curba de răcire 8 este tangentă la linia de început al transformăriiaustenitei, viteza de răcire corespunzătoare acesteia este chiar viteza de răcirecritică a oţelului având diagrama de transformare termocinetică a austeniteiprezentată în figura 5.11 (vrc = vr8 = 171 oC/s).

A.5.4. In figura 5.11 este reprezentată diagrama de transformaretermocinetică a austenitei unui oţel carbon hipoeutectoid cu concentraţia masicăde carbon %Cm = 0,45 % şi punctele critice de transformare în stare solidăA1 = 727 oC şi A3 = 785 oC. Să se reprezinte pe această diagramă curbelecorespunzătoare răcirii oţelului, de la t = 800 oC până la ta = 20 oC, cu vitezele de


252

răcire constante vr1 = 20o C/s şi vr2 = 100o C/s şi să se precizeze structurile care rezultă.RezolvareSe consideră intervalul de temperaturi (ta = 20 oC, t = 800 oC) şi o diviziune

a acestuia, aleasă convenabil, cu bornele ta = t0, t1, t2, … , tj, … tn-1, tn = t.Considerând fiecare viteză de răcire vr, se calculează duratele necesare răciriioţelului de la la t = 800 oC la fiecare din bornele tj, j = 0 …n, cu

relaţia:r

jj v

tt −=τ ; pentru fiecare vr considerat, punctele de coordonate (τj, tj),

definesc curba de răcire.Pentru datele din enunţul aplicaţiei, rezultatele calculelor sunt redate în

tabelul 5.5, iar curbele de răcire sunt reprezentate în figura 5.16.Tabelul 5.5. Coordonatele punctelor de pe curbele de răcire a oţelului

cu vitezele vr1 = 20o C/s şi vr2 = 100o C/svr1 = 20 oC/s

tj, oC 800 700 600 500 400 300 200 100 20τj, s 0 5 10 15 20 25 30 35 39

vr2 = 100 oC/stj, oC 800 700 600 500 400 300 200 100 20τj, s 0 1,0 2,0 3,0 4,0 5,0 6,0 7,0 7,8

Fig. 5.16. Curbele de răcire a oţelului, de la t = 800 oC, cu vitezelevr1 = 20o C/s şi vr2 = 100o C/s, cu axa timpului reprezentată la scară:

a) liniară; b) logaritmică


253

Curbele de răcire din figura 5.16 b, construite considerând axaabsciselor la scară logaritmică, se pot transpune cu uşurinţă pe diagrama dinfigura 5.11; se constată astfel că răcirea cu vr1 = 20 oC/s corespunde curbei 5trasate în diagrama din figura 5.11 şi determină realizarea unei structuri cu3 % ferită, 36 % perlită sorbitică, 40 % bainită şi 21 % martensită şi duritateade 363 HV, iar răcirea cu vr2 = 100 oC/s corespunde curbei 7 trasate îndiagrama din figura 5.11 şi conduce la obţinerea unei structuri cu 2 % bainităşi 97 % martensită, având duritatea de 698 HV.

A.5.5. In figura 5.17 sunt reprezentate curbele de variaţie în funcţie detemperatură a vitezei de răcire omogenă a pieselor de dimensiuni reduse (din oţelurisau fonte) în ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC. Să se construiască curbele derăcire în aceste medii a eşantioanelor metalografice din oţel şi să se utilizeze acestecurbe pentru a stabili ce structuri rezultă la răcirea în aceste medii a probelormetalografice din oţel carbon cu %Cm =0,45 %, austenitizate la t = 800 oC.

Fig. 5.17. Curbele de variaţie în funcţie de temperatură a vitezei de răcire a pieselor de dimensiunireduse (din oţeluri sau fonte) în ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC

RezolvareSe consideră intervalul de temperaturi (ta = 20 oC, t = 800 oC) şi o diviziune

a acestuia, aleasă convenabil, cu bornele ta = t0, t1, t2, … , tj, … tn-1, tn = t. Pentrufiecare din mediile de răcire analizate se determină, pe curba din figura 5.17,vitezele de răcire vrj, corespunzătoare bornelor tj, j = 1 … n şi se calculează apoiduratele τj, în care se realizează răcirea de la tn la tj a pieselor de dimensiuni reduse,folosind relaţia:

∑=

+ −=

n

jj rj

jjj v

tt 1τ . (5.11)

Punctele de coordonate (τj; tj), j = 1 … n, descriu curba de răcire în mediulconsiderat.


254

Evident, procedura descrisă anterior dă rezultate convenabile, dacădistanţele dintre bornele diviziunii considerate pe intervalul (ta; tn), ∆j = tj+1 – tj,sunt suficien de mici: în aceste circumstanţe, pentru a efectua calculele necesaretrasaării curbelor de răcire trebuie să se utilizeze calculatorul automat şi un produsinformatic adecvat. De exemplu, considerând ∆j = 20 oC şi utilizând produsulEXCEL s-au obţinut rezultatele care au permis construirea curbelor de răcire, apieselor mici din oţeluri sau fonte, în mediile precizate în enunţul aplicaţiei,reprezentate în figura 5.18.

Fig. 5.18. Curbele de răcire omogenă a pieselor din oţeluri sau fonteîn ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC

Fig. 5.19. Diagrama de stabilire a structurilor care rezultă la răcirea în ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC a eşantioanlor metalografice din oţel carbon cu %Cm = 0,45 %


255

Aşa cum se observă în figura 5.19, transpunerea curbelor de răcire pediagrama TTT din figura 5.11 (corespunzătoare oţelului carbon cu %Cm = 0,45 %)arată că răcirea, de la t = 800 oC, în ulei mineral determină o structură aeşantioanelor metalografice (confecţionate din oţel carbon cu %Cm = 0,45 %)alcătuită din bainită şi martensită, iar răcirea în apă conduce la o structură aeşantioanelor alcătuită din martensită şi austenită reziduală.

A.5.6. Dintr-un semifabricat realizat din oţel carbon hipoeutectoid cu%Cm = 0,45 % se extrag trei eşantioane metalografice, care se aduc la structuraaustenitică prin încălzire la ti = 800 oC şi se răcesc apoi cu vitezelecorespunzătoare curbelor 1, 2, 3, trasate pe diagrama din figura 5.11. Să sestabilească concentraţia masică de carbon şi conţinuturile procentuale de faze înperlita rezultată prin răcire în structura fiecărui eşantion.

RezolvareUtilizând diagrama structurală de constituenţi a aliajelor sistemului Fe – Fe3C,

expusă în figura 4.9 b, rezultă că structura de echilibru a oţelului carbon cu%Cm = 0,45 % are în alcătuire, la t = A1 – ∆t, următoarele conţinuturi procentuale de

constituenţi: 3,57100)(%02,077,002,045,0 ==

−−

echP % şi (%α)ech = 42,7 %. Aşa cum se

observă examinând figura 5.11, eşantionul răcit după curba 1 are în structură

1)(% rvP = 65 % şi 1)(% rvα = 35 %, eşantionul răcit după curba 2 are în structură

2)(% rvP = 75 % şi 2)(% rvα = 25 %, iar eşantionul răcit după curba 3 are înstructură 3)(% rvP = 90 % şi 3)(% rvα = 10 %, conţinuturile procentuale deconstituenţi din structura eşantioanelor fiind diferite de cele corespunzătoarestructurii de echilibru a oţelului din care sunt confecţionate.

Aplicând noţiunile şi metodele de calcul prezentate în cap. 4, rezultă căpentru determinarea concentraţiei masice de carbon a perlitei din structurileprecizate anterior se poate utiliza relaţia:

P

CC mmPmC

%%%(%100 )()

)(% αα−= , (5.12)

iar pentru a stabili conţinuturile procentuale de faze în perlita acestor structuri sepot folosi relaţiile:

α

α)()(

])()[()(%

%%

%%100

3

3

mCFem

PmCFemP CC

CC

−−

= ; (%Fe3C)P = 100 – (%α)P , (5.13)

în care, %Cm este concentraţia masică de carbon a oţelului din care esteconfecţionat eşantionul analizat, %P – conţinutul procentual de perlită dinstructura eşantionului, (%Cm)P concentraţia masică de carbon a perlitei din


256

structura eşantionului, iar (%Cm)α, şi CFemC 3)(% - concentraţiile masice de

carbon ale feritei ( (%Cm)α = 0,02 %) şi cementitei ( 67,6)(% 3 =CFemC %).Folosirea acestor relaţii în condiţiile precizate în enunţul aplicaţiei conduce larezultatele prezentate în tabelul 5.6.

Tabelul 5.6. Concentraţiile masice de carbon şi conţinuturile procentuale de faze în perlitarezultată prin răcirea cu diferite viteze, de la ti = 800 oC a oţelului cu %Cm = 0,45 %

Structura (%Cm)P (%α)P (%Fe3C)P

De echilibru 0,77 88,7 11,3

Obţinută prin răcireadupă curba 1 0,68 90,1 9,9



Analizând rezultatele obţinute prin rezolvarea acestei aplicaţii, se poatetrage concluzia că, la răcirea din domeniul austenitic a oţelurilor hipoeutectoide,cu viteze care permit desfăşurarea transformării cu difuzie a austenitei, creştereavitezei de răcire determină micşorarea conţinutului procentual de ferităpreeutectoidă (care se separă înainte de transformarea austenitei în structuriperlitice), scăderea concentraţiei masice de carbon a perlitei formate şi creştereaconţinutului procentual de ferită din aceasta. Observaţie

Dacă se face o analiză similară în cazul oţelurilor hipereutectoide, varezulta că, la răcirea din domeniul austenitic a acestor oţeluri, cu viteze carepermit desfăşurarea transformării cu difuzie a austenitei, creşterea vitezei de răciredetermină micşorarea conţinutului procentual de cementită secundară care sesepară înainte de transformarea austenitei în structuri perlitice, creştereaconcentraţiei masice de carbon a perlitei formate şi micşorarea conţinutuluiprocentual de ferită (creştrea conţinutului procentual de cementită) din aceasta.

Capitolul 6 Tratamentele termice la oţeluri şi fonte

257

Capitolul 6

TRATAMENTELE TERMICELA OŢELURI ŞI FONTE

6.1. Introducere

Tratamentele termice (TT) sunt succesiuni de operaţii tehnologice carese aplică pieselor metalice şi care constau în încălzirea acestora la anumitetemperaturi, menţinerea lor la aceste temperaturi şi răcirea în condiţii binedeterminate, în scopul aducerii materialului metalic din care sunt confecţionate lastarea structurală corespunzătoare asigurării proprietăţilor fizice, mecanice sautehnologice impuse de domeniul şi condiţiile de utilizare ale acestor piese.

Modul în care trebuie conduseoperaţiile corespunzătoare aplicăriiunui tratament termic se descrie deobicei într-o diagramă, având înabscisă timpul şi în ordonatătemperatura, în care se indică valoriletuturor parametrilor de regim care secontrolează. În figura 6.1 se prezintădiagrama unui tratament termicsimplu şi parametrii de regim aiacestuia: temperatura la care seface încălzirea ti, timpul necesarîncălzirii la ti a pieselor supuse

tratamentului ττττi (cunoscând valorile parametrilor ti şi τi se poate stabili o valoare

medie a vitezei de încălzire i

ii

tv

τ= ), timpul (durata) de menţinere la ti a

Fig. 6.1. Diagrama unui tratament termic simplu


258

pieselor supuse tratamentului ττττm şi viteza de răcire a pieselor dupămenţinerea la ti vr (sau mediul în care se face răcirea pieselor dupămenţinerea la ti).

In funcţie de tipul şi natura transformărilor structurale pe care le produc înmaterialele metalice din care sunt confecţionate piesele, tratamentele termice sepot clasifica în următoarele categorii:

* Recoacerea fără schimbare de fază; este tratamentul temic prin carematerialul metalic al pieselor tratate, aflat într-o stare structurală nestabilă,produsă de diferitele prelucrări la care a fost supus anterior, este adus într-ostare stabilă, fără realizarea în acest scop a vreunei transformări de fază;

* Recoacerea cu schimbare de fază; este tratamentul termic ce constădin încălzirea materialului pieselor tratate deasupra unuia din punctele sale(critice) de transformare în stare solidă şi răcirea ulterioară cu viteză suficient demică, pentru atingerea unei stări structurale de echilibru;

* Călirea; este tratamentul termic ce constă din încălzirea materialuluipieselor tratate desupra unuia din punctele sale (critice) de transformare în staresolidă sau deasupra temperaturii la care se produce dizolvarea în matriceastructurală de bază a fazelor secundare şi răcirea ulterioară rapidă (cu vitezăsuficient de mare), pentru obţinerea unei stări structurale în afară de echilibru;

* Revenirea; este tratamentul termic ce constă din încălzirea materialuluipieselor călite la o temperatură inferioară punctului său (critic) minim detransformare în stare solidă sau temperaturii la care se produce dizolvarea înmatricea structurală de bază a fazelor secundare şi răcirea ulterioară cu o vitezăconvenabilă pentru obţinerea unei stări structurale mai apropiate de echilibru;

* Tratamentul termochimic; este tratamentul termic ce se efectueazăîntr-un mediu activ din punct de vedere chimic şi care are ca rezultat modificareacompoziţiei chimice, structurii şi proprietăţilor straturilor superficiale alepieselor metalice tratate.

În acest capitol se prezintă informaţiile de bază privind tipurile detratamente termice care se pot aplica la piesele din oţeluri şi fonte, fiecare tip fiindîncadrat (pentru sistematizarea expunerii) în una din categoriile generale declasificare a tratamentelor termice precizate şi definite mai sus.

6.2. Recoacerile fără schimbare de fază

Principalele tipuri de recoaceri fără schimbare de fază care se pot aplica lapiesele din oţeluri şi fonte sunt: recoacerea de omogenizare; recoacerea derecristalizare fără schimbare de fază (nefazică) şi recoacerea de detensionare.


259

6.2.1. Tratamentul termic de recoacere de omogenizare

Tratamentul termic de recoacerea de omogenizare (RO) se aplică lalingourile şi piesele (cu mase mari, pereţi groşi şi configuraţie complicată)realizate prin turnare din oţeluri, în scopul diminuării neomogenităţilor chimiceale structurilor dendritice primare ale acestora (v. scap. 2.5.2).

Regimul tehnologic de realizare a acestui tratament se caracterizează prinurmătoarele valori ale parametrilor de regim: ti = 950…1150 oC, vi = 30…50 oC/oră,τm = 20…100 ore (la lingouri) sau τm = 5…40 ore (la piesele turnate) şivr = 30…50 oC/oră (răcire lentă, odată cu cuptorul). Etapa principală a acestuiTT, în care se elimină prin difuzie neomogenităţile chimice ale structurilordendritice primare de turnare, este etapa de menţinere la ti. Din acest motiv,acestă etapă trebuie realizată la temperaturi ti cât mai ridicate, creştereatemperaturii influenţând cel mai puternic intensitatea proceselor de difuzie(v. scap. 1.7). Totuşi, în practică nu se adoptă valori ale ti mai mari decât celeindicate anterior, deoarece la temperaturi mai ridicate se produc, în straturilesuperficiale ale pieselor supuse tratamentului, fenomene nedorite de decarburare(sărăcire în carbon) şi ardere (oxidare intercristalină), datorită interacţiuniichimice a oţelului cu atmosfera cuptorului în care se face tratamentul termic.

Omogenizarea chimică a structurilor dendritice primare produsă de ROdetermină sporirea caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate ale lingourilor şipieselor turnate din oţeluri (cresc, de exemplu, valorile caracteristicilor A, Z, KUsau KV şi scad valorile ttr). Aceste efecte favorabile pot fi diminuate (estompate)de realizarea în timpul TT a unor procese secundare, cel mai important dintreacestea fiind creşterea granulaţiei datorită menţinerii îndelungate a lingourilorsau pieselor turnate la temperaturi ridicate. Influenţele negative ale desfăşurăriiunor astfel de procese secundare se pot elimina, dacă, după RO, se aplicălingourilor sau pieselor turnate un TT care determină finisarea granulaţieistructurii oţelurilor din care sunt confecţionate (v. scap. 6.3).

6.2.2. Tratamentul termic de recoacere de recristalizarefără schimbare de fază

Tratamentul termic de recoacerea de recristalizare fără schimbare de fază(RRN) se aplică pieselor (semifabricate sau produse finite) confecţionate din oţeluriprin deformare plastică la rece şi are ca scop principal restabilirea (refacerea)proprietăţilor de plasticitatea ale acestora (diminuarea sau eliminarea efectelorecruisării produse de prelucrarea oţelurilor prin deformare plastică la rece).


260

Parametrii de regim ai RRN se stabilesc astfel încât în timpul etapelor deîncălzire şi menţinere ale acestui TT să se producă procesele (v. scap. 3.5) derestaurare şi recristalizare primară (prin care se formează - în locul structuriifibroase rezultate după prelucrarea oţelurilor prin deformare plastică la rece – ostructură nouă, cu cristale poliedrice şi caracteristici de plasticitate ridicate) şi să nuse desfăşoare procesele de creştere a granulaţiei şi recristalizare secundară (careau influenţe defavorabile asupra caracteristicilor de plasticitate ale pieselor tratate).

La stabilirea parametrilor de regim ai RRN şi a prescripţiilor privindrealizarea acestui TT trebuie luate în considerare următoarele aspecte:

* temperatura de încălzire se adoptă utilizând criteriul ti > trp, trp fiindtemperatura de recristalizare primară a oţelului din care sunt confecţionate pieselesupuse TT (conform datelor prezentate în scap 3.5, Trp ≅ 0,4⋅Ts, Trp = trp + 273 şiTs = ts + 273 fiind temperaturile absolute de recristalizare primară, respectiv desolidificare - topire ale materialului pieselor supuse TT); dacă materialul pieselorsupuse RRN prezintă transformări de fază în stare solidă se impune suplimentarcondiţia ca ti să fie inferioară punctului (critic) minim de transformare în staresolidă al materialului, în cazul pieselor din oţeluri rezultând prescripţia ti < A1;

* la alegerea valorilor parametrilor de regim ai RRN trebuie să se ţinăseama şi de faptul că dimensiunea cristalelor poliedrice obţinute prinrecristalizarea primară a materialului pieselor ecruisate prin deformare plastică larece depinde atât de temperatura de încălzire ti, aşa cum se arată în figura 6.2, câtşi de durata menţinerii la această temperatură τm; de asemenea, trebuie să se ţinăseama că gradul de deformare plastică la rece al materialului pieselor supuse TTinfluenţează mărimea granulaţiei structurii ce se obţine după recristalizareaprimară şi nivelul caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate ale pieselor tratate şi,ca urmare, trebuie evitată deformarea plastică la rece cu realizarea gradului criticde deformare al materialului pieselor, care conduce la o structură de recristalizareprimară cu cristale poliedrice de dimensiuni mexime şi cu valori minime alecaracteristicilor de plasticitate şi tenacitate (v. scap. 3.5);

de – dimensiunea cristalelor dupăecruisarea prin deformare plastică la rece;

df - dimensiunea cristalelor poliedriceobţinute după RRN la ti ( trp < ti < A1).

df’ – dimensiunea cristalelorobţinute după RRN la ti’ > trp; t’i < ti

Fig.6.2. Modificarea dimensiunilor grăunţilor cristalini la aplicarea recoacerii de recristalizare fără schimbare de fază


261

* dacă granulaţia structurii realizate prin RRN la o temperatură deîncălzire ti este prea grosolană şi nu asigură valorile dorite ale caracteristicilor deplasticitate, repetarea TT la o temperatură t’i < ti nu aduce nici o ameliorare acalităţii pieselor; soluţia în acest caz o constituie reecruisarea materialului pieselorprin deformare plastică la rece, urmată de RRN la t’i < ti, caz în care va rezulta ostructură de recristalizare primară cu granulaţie mai fină (v. fig. 6.2) şi cucaracteristici de plasticitate şi tenacitate îmbunătăţite considerabil.

Ţinând seama de toate aspectele anterior prezentate, au rezultat următoareleprescripţii pentru regimul RRN ce se aplică la semifabricatele din oţeluri ecruisate prindeformare plastică la rece: ti = 650…700 oC, τi + τm = 1…4 ore şi răcirea în aer liniştit.

6.2.3. Tratamentul termic de recoacere de detensionare

Tratamentul termic de recoacere de detensionare (RD) se aplică pieselordin oţeluri sau fonte şi are ca scop redistribuirea şi diminurea intensităţiitensiunilor mecanice reziduale de speţa I (numite şi tensiuni rezidualemacroscopice sau macrotensiuni reziduale) existente în acestea.

Tensiunile reziduale de speţa I sunt produse în piesele confecţionate dinoţeluri sau fonte de modificările neegale (în timp şi în spaţiu) ale dimensiuniloracestor piese, ca urmare a încălzirii sau răcirii lor neuniforme sau locale, adeformării plastice, a producerii nesimultane a unor transformări de fază în masaacestora etc., ce se realizează în cursul diverselor operaţii tehnologice deprelucrare la care sunt supuse (turnare, forjare, matriţare, sudare, aşchiere,tratamente termice etc.).

Tensiunile reziduale din piesele metalice sunt echilibrate, evidenţiereaprezenţei acestora fiind posibilă numai prin stricarea echilibrului acestora, deexemplu, prin secţionarea sau găurirea pieselor.Redistribuirea şi diminuarea intensităţii acestor tensiuni prin aplicarea RD esteimpusă de faptul că, în timpul utilizării pieselor, tensiunile reziduale se potcumula nefavorabil cu tensiunile mecanice produse de solicitările de exploatare şipot să fie cauza apariţiei unor fenomene nedorite de degradare a acestora prindeformare excesivă, fisurare sau rupere.

Încălzirea pieselor din oţeluri sau fonte poate produce detensionareaacestora pe baza desfăşurării unor procese de deformare plastică locală, carepresupun consumarea unei cantităţi importante din energia asociată câmpului detensiuni reziduale existent în materialul acestor piese. Există două mecanisme derealizare a proceselor de deformare plastică locală prin care se producedetensionarea pieselor încălzite la o temperatură ti şi menţinute o durată τm laaceastă temperatură:

* mecanismul deformării plastice propriu-zise, care funcţionează atunci


262

când, la temperatura ti, nivelul limitei de curgere a materialului pieslor, itpR este

inferior intensităţii tensiunilor reziduale existente în structură σrez;* mecanismul deformării prin difuzie-fluaj, care funcţionează întotdeauna la

detensionarea termică a pieselor, dar are o contribuţie substanţială la relaxareatensiunilor reziduale în special când, la temperatura de încălzire ti, σrez < it

pR .La detensionarea prin primul mecanism, consumarea energiei câmpului detensiuni reziduale prin realizarea proceselor de deformare plastică locală amaterialului pieselor determină reducerea intensităţii tensiunilor reziduale lanivelul it

pR , aşa cum arată schema din figura 6.3. Eficienţa detensionării, exprimată

prin gradul de relaxare a tensiunilor reziduale 100rez

rdrezGRσ

σσ −= (în %), în care σrd

reprezintă intensitatea tensiunilor reziduale după detensionare, este în acest cazdependentă direct de valoarea temperaturii ti şi este influenţată în mică măsură dedurata τm.

În cazul în care se doreşte detensionarea pieselor din oţeluri sau fonte înconformitate cu acest mecanism, parametrii de regim ai RD se adoptă pe bazaurmătoarelor precsripţii: ti = 500 …650 oC, vi = 30 … 50 oC/oră (viteză redusă deîncălzire pentru a nu se induce în piese noi tensiuni reziduale), sKmm ⋅=τ (s fiindgrosimea maximă, în mm, a pieselor supuse RD, iar Km – o constantă, având în modobişnuit, valoarea Km = 2,5 min/mm) şi răcirea lentă, odată cu cuptorul sau în aerliniştit (pentru a nu se genera noi tensiuni reziduale în piesele tratate).

Detensionarea prin cel de al doilea mecanism are la bază procesul dedeformare plastică “prin fluaj”, determinat de desfăşurarea unor fenomene dedifuzie a atomilor materialului pieselor, care crează condiţiile pentru deplasarea

Fig. 6.3. Schema reducerii intensităţii tensiunilor rezidualela încălzirea pieselor metalice


263

prin căţărare a dislocaţiilor şi depăşirea barierelor ce le diminuează mobilitatea,anihilarea prin interacţiune reciprocă a dislocaţiilor de semne contrare şi creştereaplasticităţii materialului, generarea de noi vacanţe şi dislocaţii pentru menţinereaposibilităţilor de deformare plastică a materialului pieselor. Considerând căprocesul de fluaj se realizează în condiţiile menţinerii unor deformaţii totale

constante ale materialului, εT = εe + εl = Erezσ

+ εl, rezultă că, desfăşurarea

fenomenelor (descrise anteriaor) de creştere a componentei plastice εp adeformaţiei totale εT conduce la relaxarea (diminuarea) continuă a tensiunilorreziduale σrez . Deoarece are la bază desfăşurarea unor procese de difuzie,eficienţa detensionării prin cel de-al doilea mecanism este influenţată esenţial dedurata τm (durata menţinerii pieselor la temperatura ti).

În cazul în care se doreşte detensionarea preponderentă a pieselor dinoţeluri sau fonte prin acest mecanism, valorile temperaturilor de încălzire suntreduse (ti în vecinătatea temperaturii ambiante), iar duratele de menţinere suntfoarte mari (τm = 0,5 …2,0 ani).

6.3. Recoacerile cu schimbare de fază

Principalele tipuri de tratamente termice de recoacere cu schimbare de fazăcare se pot aplica la piesele din oţeluri sau fonte sunt: recoacerea completă,recoacerea incompletă, recoacerea de globulizare a cementitei, recoacereaizotermă, normalizarea şi recoacerea de grafitizare.

6.3.1. Tratamentul termic de recoacere completă

Tratamentul temic de recoacere completă (RC) se aplică de obiceipieselor (semifabricate sau produse finite) din oţeluri hipoeutectoide şi constă înîncălzirea acestora la ti = A3 + 30…50 oC, menţinerea la această temperatură odurată τm = 5…10 min (pentru uniformizarea temperaturii în toată masapieselor şi formarea unei structuri cu austenită omogenă şi granulaţie fină) şirăcirea cu viteză mică (odată cu cuptorul), pentru a se asigura realizarea structuriide echilibru ferito - perlitice, cu duritate scăzută. Principalele scopuri ale aplicăriiRC sunt; a) obţinerea structurii de echilibru (ferito - perlitică) la piesele dinoţeluri; b) înlăturarea structurilor neomogene şi finisarea granulaţiei pieselor turnate,turnate şi supuse RO, prelucrate prin deformare la cald sau sudate; c) micşorareadurităţii pieselor din oţeluri hipoeutectoide cu %Cm ≥ 0,35 %, în vedereaîmbunătăţirii prelucrabilităţii prin aşchiere a acestora. Diagrama RC este


264

prezentată în figura 6.4 (linia diagramei corespunzătoare etapei de răcire estesuprapusă peste diagrama TTT la răcirea austenitei oţelului tratat, pentru ilustrareamai sugestivă a structurii ce rezultă în urma aplicării tratamentului).

Fig.6.4. Diagrama tratamentelor termice de recoacere completă (RC) şi de normalizare (N)RC se poate aplica şi la piesele din oţeluri hipereutectoide care prezintă

granulaţie grosolană datorită prelucrării lor prin deformare plastică la temperaturiprea ridicate. In acest caz, ti = Acem + 30…50 oC, iar structura finală a pieselortratate este structura de echilibru, formată din perlită şi cementită secundară.

6.3.2. Tratamentul termic de recoacere incompletă

Tratamentul termic de recoacere incompletă (RI) se aplică, de obicei, lapiesele din oţeluri hipoeutectoide, înlocuind RC, când granulaţia oţelului estesuficient de fină şi trebuie realizată numai structura de echilibru ferito - perlitică,cu duritate scăzută. Parametrii de regim sunt similari celor utilizaţi la RC, cuexcepţia temperaturii de încălzire, care se adoptă ti = A1 + 30…50oC. Diagrama RIeste prezentată în figura 6.5.

6.3.3. Tratamentul termic de recoacerede globulizare a cementitei

Tratamentul termic de recoacere de globulizare a cementitei (RGC) seaplică pieselor din oţeluri hipereutectoide în scopul obţinerii unei structuri cuperlită globulară (cristale globulare fine de cementită, uniform distribuite într-omasă de ferită), care prezintă duritate minimă, are caracteristici optime pentru


265

aplicarea unor tratamente termice ulterioare şi se prelucrează mai uşor prin aşchiere.Parametrii de regim la aplicarea acestui tratament sunt: încălzirea la ti = A1 + 30…50 oC(încălzirea imediat deasupra temperaturii A1), menţinerea la această temperatură odurată τm = 5…10 min pentru uniformizarea temperaturii în masa pieselor şifinalizarea transformării perlitei în austenită) şi răcirea cu traversarea foarte lentă apunctului critic A1 sau efectuarea a 3…4 pendulări ale temperaturii în jurulpunctului critic A1, urmată de răcirea în aer liniştit (în etapa de răcire trebuie să seasigure condiţiile necesare realizării proceselor de difuzie şi reducerii energiei liberea sistemului prin globulizarea cementitei rezultate la transformarea austenitei).Diagrama RGC este prezentată în figura 6.6.

Fig. 6.5. Diagrama tratamentului termic de recoacere incompletă (RI)

Fig. 6.6. Diagrama tratamentului termic de recoacere de globulizare a cementitei (RGC)


266

6.3.4. Tratamentul termic de recoacere izotermă

Tratamentul termic de recoacere izotermă (RIz) se aplică pieselor dinoţeluri hipoeutectoide şi constă în încălzirea şi răcirea în condiţii similare aplicăriiRC, răcirea rapidă la o temperatură de menţinere izotermă tiz = A1 − 30…100 oC,menţinerea la această temperatură până la terminarea transformării austeniteiprin mecanismul cu difuzie şi răcirea ulterioară în aer. Diagrama RIz esteprezentată în figura 6.7.

Fig. 6.7. Diagrama tratamentului termic de recoacere izotermă (RIz)Avantajele aplicării acestui tratament termic în locul RC constau în

obţinerea unor structuri uniforme în toată masa pieselor şi reducerea timpului totalde tratament la piesele din oţeluri aliate. In anumite cazuri (de exemplu, larealizarea cablurilor, corzilor de pian etc. din sârmă din oţeluri cu %Cm = 0,5…0,7 %),după RIz (cu menţinerea în băi de săruri topite la tiz = 450…550 oC se aplicăoperaţii de prelucrare prin deformare plastică la rece şi se obţin produse curezistenţa mecanică foarte ridicată (Rp > 1200 N/mm2 şi Rm = 1500…2000 N/mm2)şi caracteristici de elasticitate excelente; succesiunea de operaţii RIz + deformareplastică la rece alcătuieşte un tratament termomecanic (o combinaţie detratament termic şi prelucrări prin deformare plastică), cunoscut sub numelede patentare.


267

6.3.5. Tratamentul termic de normalizare

Tratamentul termic de normalizare (N) ) se aplică pieselor din oţeluri(hipoeutectoide şi hipereutectoide) şi constă în încălzirea şi menţinerea în condiţiisimilare aplicării RC şi răcirea ulterioară în aer pentru a se asigura formarea uneistructuri cvasieutectoide de tip sorbitic, cu precipitări minime de ferită (în cazuloţelurilor hipoeutectoide) sau de cementită secundară (în cazul oţelurilorhipereutectoide). Diagrama N în cazul pieselor din oţeluri hipoeutectoide esteprezentată în figura 6.4.

In urma aplicării acestui tratament se obţin durităţi şi rezistenţe mecanicemai mari decât cele obţinute prin RC, fără a fi afectate în mod inadmisibilcaracteristicile de plasticitate şi tenacitate. Ca urmare, N poate constituitratamentul termic final al pieselor din oţel având secţiuni mari şi formecomplicate (care se deformează sau se fisurează în cazul aplicării tratamentului decălire martensitică şi revenire). De asemenea, N se utilizează ca tratamentpremergător, ce realizează structuri favorabile pentru aplicarea unor tratamentetermice sau prelucrări ulterioare; de exemplu, la piesele din oţeluri hipoeutectoide,N asigură o structură favorabilă pentru aplicarea tratamentului termic de căliremartensitică şi îmbunătăţeşte prelucrabilitatea prin aşchiere (în special la oţelurilecu %Cm < 0,3 %), iar la piesele şi sculele din oţeluri hipereutectoide, N asigurăstructura necesară aplicării mai eficiente a RGC.

Tratamentul termic de normalizare se poate aplica şi pieselor turnate dinfonte modificate cu grafit nodular feritice sau ferito - perlitice, pentru creştereacaracteristicilor de rezistenţă mecanică ale masei metalice de bază a structuriiacestora; în acest caz piesele se încălzesc la ti = 850…900 oC > A1 (obţinându-seo structură alcătuită din austenită şi grafit), sunt menţinute la această temperaturăo durată τm = 1…5 ore (pentru saturarea în carbon a austenitei, aşa cum s-a arătatîn scap. 5.1.3) şi sunt răcite apoi cu viteză suficient de mare (în aer liniştit, dacăgrosimea pereţilor pieselor este sub 10 mm sau în jet de aer, dacă piesele tratate aupereţii groşi) pentru transformarea austenitei în perlită lamelară sau sorbită şicreşterea durităţii la 200…250 HB.

6.3.6. Tratamentele termice de recoacere de grafitizare

Tratamentele termice de recoacere de grafitizare (RG) se aplică pieselorturnate din fonte (cu sau fără grafit în structură) şi au ca scop principaldeclanşarea şi realizarea unor procese de grafitizare controlată (generarea şi/saudezvoltarea formaţiunilor de grafit prin transformarea cementitei).


268

Recoacerile de maleabilizare (RM), prin care piesele turnate din fontealbe capătă structură de fonte maleabile (cu grafit sub formă de aglomerări saucuiburi) sunt principalele tipuri de RG şi au fost descrise detaliat în scap. 4.5.

In afară de RM, se mai aplică următoarele variante de RG:* la piesele din fonte cenuşii sau modificate (cu grafit lamelar sau

nodular) care au după turnare structuri de fonte pestriţe (v. scap. 4.6) se aplică oRG constând din încălzirea la ti = 850…950 oC > A1, menţinerea la aceastătemperatură o durată τm = 1…5 ore (pentru transformarea cementitei în grafitprintr-un proces asemănător celui care are loc la RM, dar accelerat de prezenţasiliciului în compoziţia fontelor) şi răcirea cu o viteză convenabilă obţinerii unorstructuri ferito - perlitice sau perlitice ale masei metalice de bază a pieselor tratate,cu caracteristici bune de rezistenţă mecanică şi tenacitate;

* la piesele turnate din fonte modificate cu grafit nodular ferito-perliticesau perlitice se aplică o RG constând din încălzirea la ti = 670…720oC,menţinerea la această temperatură o durată τm = 1…5 ore şi răcirea în cuptor sauîn aer; conform celor arătate în scap. 5.1.4, în cazul acestor aliaje transformareaeutectoidă are loc într-un interval de temperaturi A1i - A1s, şi, deoarece temperatura tise află în acest interval, în care este posibilă grafitizarea parţială sau totală acementitei din perlită, prin aplicarea acestui tratament se micşorează conţinutulprocentual de perlită al structurii şi cresc caracteristicile de plasticitate şitenacitate ale pieselor (diminuându-se însă caracteristicile de rezistenţă mecanică).

6.4. Călirea martensitică

6.4.1. Parametrii de regim şi condiţiile de aplicare

Tratamentul termic de călire martensitică (C) se aplică cu precăderepieselor din oţeluri (putându-se aplica însă, uneori, şi la piesele din fonte) şiconstă din încălzirea acestora peste temperatura corespunzătoare unuia dinpunctele critice de transformare în stare solidă ale materialului din care suntconfecţionate, menţinerea un anumit timp la această temperatură şi apoi răcirea cuo viteză vr > vrc (v. scap. 5.2.2), în scopul obţinerii unei structuri martensitice (înafară de echilibru), cu anumite proprietăţi fizice, mecanice şi tehnologice.

Realizarea corectă a călirii necesită stabilirea corespunzătoare aprincipalilor parametri de regim (ti, vi, τm şi vr) şi a condiţiilor de desfăşurare aacestui tratament:

A. În cazul pieselor din oţeluri hipoeutectoide, temperatura de încălzirecare asigură obţinerea unei structuri cu austenită omogenă şi granulaţie fină, ce setransformă prin răcire rapidă într-o structură de călire cu martensită fină şi


269

cantităţi neglijabile de austenită reziduală, favorabilă aplicării eficiente a TTulterior de revenire, este ti = A3 + 30…50 oC (călire completă). Dacă încălzirease face la o temperatură ti, astfel încât A1 < ti < A3 (călire incompletă), se obţineo structură cu austenită şi ferită, ce se transformă prin răcire rapidă într-o structurăde călire cu martensită (dură şi fragilă), austenită reziduală şi ferită (moale şitenace). O astfel de structură are duritate insuficientă şi conduce la obţinerea unorstructuri nefavorabile, cu caracteristici mecanice necorespunzătoare, dupătratamentul termic de revenire ce se aplică ulterior călirii. Dacă încălzirea se facela ti >> A3 (călire cu supraînălzire), se obţine o structură cu austenită omogenăgrosolană, ce se transformă prin răcire rapidă într-o structură de călire cumartensită aciculară grosolană şi austenită reziduală în cantitate mare, avândduritate necorespunzătoare şi o mare tendinţă spre fisurare.

În cazul pieselor din oţeluri hipereutectoide, temperatura de încălzire învederea călirii se adoptă ti = Al + 30…50 oC (călire incompletă). Structuraobţinută prin călirea pieselor din astfel de oţeluri de la această temperatură vaconţine martensită, cementită secundară şi austenită reziduală. Prezenţa cementiteisecundare (constituent cu duritatea mai mare decât a martensitei) conduce lacreşterea durităţii pieselor călite şi îmbunătăţirea unor proprietăţi ale acestora (deexemplu, se măreşte rezistenţa la uzare). Această influenţă pozitivă se manifestăînsă numai în cazul în care cementita secundară este globulizată în prealabil prinaplicarea unei RGC sau a unui tratament termic complex ,de tipul N + RGC.Incălzirea pieselor din oţeluri hipereutectoide la ti > Acem (călire completă) nu esteindicată, deoarece favorizează creşterea granulaţiei austenitice, determinândobţinerea unei structuri finale cu martensită grosolană şi multă austenită reziduală(cu proprietăţi mecanice necorespunzătoare) şi crează posibilitatea ca, la răcire, săfie generate tensiuni reziduale cu intensităţi ridicate, care pot produce deformareasau fisurarea pieselor călite.

Argumentele anterior prezentate conduc la definirea domeniuluitemperaturilor optime de încălzire a pieselor din oţeluri în vederea aplicării călirii,indicat în figura 6.8.

B. Viteza de încălzire vi a pieselor din oţeluri în vederea C este limitatăsuperior de o valoare admisibilă vad, ce reprezintă viteza de încălzire maximăpentru care tensiunile reziduale, generate de încălzirea neuniformă a secţiuniipieselor, nu produc fisuri sau deformaţii nepermise ale acestora. Pentru realizareaC în condiţii optime din punct de vedere tehnico-economic este necesar cavaloarea vitezei de încălzire a pieselor în agregatul (cuptorul) folosit în acest scopsă fie inferioară vitezei admisibile vad (obţinerea unor piese de calitate dupătratament), dar cât mai apropiată de aceasta (realizarea tratamentului în condiţiileunei bune productivităţi).


270

Fig. 6.8. Domeniul temperaturilor de încălzire pentru călirea martensitică a oţelurilor

C. Durata τm a menţinerii la ti trebuie să fie suficient de mare pentruasigurarea finalizării transformărilor structurale la încălzire (obţinerea uneiaustenite omogene) şi uniformizarea temperaturii în masa pieselor supuse TT; înmod obişnuit, τm = 5…10 min.

D. In timpul desfăşurării etapelor de încălzire şi menţinere pot avea locreacţii chimice între componentele oţelului din care sunt confecţionate piesele şicomponentele atmosferei cuptorului, cele mai defavorabile efecte ale acestorafiind oxidarea şi decarburarea superficială a pieselor tratate. Pentru prevenireadesfăşurării acestor procese şi a efectelor lor negative asupra calităţii pieselortratate, se pot lua următoarele măsuri tehnologice: a) folosirea cuptoarelor cuatmosferă controlată (protectoare); b) realizarea etapelor de încălzire şimenţinere în băi de săruri topite; c) împachetarea pieselor în medii cu conţinutridicat de carbon (de exemplu, aşchii de fontă).

E. Obţinerea structurilor corespunzătoare după tratamentul termic de călireeste influenţată în mod deosebit de mediul în care are loc ultima etapă atratamentului, răcirea. Condiţiile de răcire la călire se stabilesc pe bazaurmătoarelor criterii: a) asigurarea unei viteze de răcire vr > vrc, b) asigurareaunei anumite adâncimi de pătrundere a călirii în secţiunea pieselor; c) asigurareaunor valori reduse şi a unei repartiţii convenabile a tensiunilor reziduale ce aparla răcire, astfel încât să nu se producă deformaţii inadmisibile sau fisurări alepieselor. Tinând seama de aceste criterii s-a ajuns la concluzia că un mediu derăcire ideal ar trebui să asigure o viteză mare de răcire în intervalul corespunzătortemperaturii tMC (pentru preîntâmpinarea transformărilor cu difuzie) şi o vitezăredusă în rest (pentru ca tensiunile reziduale generate de procesul de călire să aibă


271

intensităţi minime). Diferitele medii lichide utilizate în practică pentru călireapieselor (apă, ulei, soluţii de săruri sau alcalii, topituri de săruri etc.),corespund, în general, condiţiilor expuse mai sus (v. aplicaţia A.5.5), procesul derăcire a pieselor în astfel de medii având trei etape distincte:

* etapa iniţială, în care viteza de răcire este mică, deoarece transferul decăldură de la piese la mediul de răcire este frânat de formarea unei pelicule devapori (cu conductibilitate termică scăzută) în jurul pieselor;

* etapa răcirii accelerate, în care se produce fierberea intensă a mediuluide răcire din jurul pieselor şi viteza de răcire a pieselor creşte pronunţat, datorităspargerii peliculei de vapori de la suprafaţa pieselor şi consumului mare decăldură care însoţeşte procesul de vaporizare a mediului de răcire (caracterizatprin valori mari ale căldurii latente de vaporizare);

* etapa finală, în care mediul de răcire are temperatura sub punctul său defierbere şi viteza de răcire se diminuează considerabil, transferul de căldură de lapiese la mediul de răcire realizându-se numai prin convecţie. Fiecare mediu de călire are propriile caracteristici de comportare înprocesul de răcire. Astfel, la răcirea în apă se formează în jurul pieselor pelicule devapori de mare stabilitate şi piesele se răcesc cu viteze relativ reduse în vecinătateatemperaturii tMC (mărind riscul iniţierii transformării austenitei prin mecanismul cudifuzie), în timp ce în zona vecină temperaturii Ms vitezele de răcire sunt mari şi exităposibilitatea generării în piese a unor tensiuni reziduale de intensităţi ridicate.Folosirea ca mediu de călire a soluţiilor de săruri în apă elimină aproape totalneajunsurile evidenţiate în cazul apei, deoarece la răcirea pieselor în astfel de mediipeliculele de vapori ce se formează în etapa iniţială se sparg uşor, permiţândasigurarea unor viteze mari de răcire în vecinătatea temperaturii tMC, iar în vecinătateatemperaturii Ms produc răcirea pieselor cu viteze mai reduse, ce diminuează risculapariţiei în piese a unor tensiuni reziduale de intensităţi ridicate. Uleiul este, deasemenea, un mediu de călire convenabil, deoarece răceşte bine în vecinătateatemperaturii tMC şi, având punctul de fierbere ridicat, asigură viteze de răcire reduseîn vecinătatea temperaturii Ms, diminuând astfel pericolul generării în piesele călite aunor tensiuni reziduale de intensităţi mari; uleiul prezintă însă dezavantajul de a fi unmediu uşor inflamabil şi care îşi măreşte vâscozitatea (se degradează) în urmafolosirii sale repetate ca mediu de călire.

6.4.2. Comportarea la călire a oţelurilor

La răcirea unei piese într-un anumit mediu, vitezele de răcire în diferitezone ale secţiunii sale sunt diferite, în zonele situate către suprafaţă vitezele derăcire fiind mai mari decât cele realizate în miezul piesei. Ca urmare, la călire suntposibile cele două situaţii sugerate în figura 6.9: a) vr > vrc în toată secţiunea piesei


272

(piesa se căleşte integral sau pătruns) şi b) vr > vrc numai într-o zonă de lasuprafaţa piesei (efectul călirii se manifestă numai în această zonă şi piesa secăleşte parţial, în miez formându-se structurile tipice transformării austenitei prinmecanismul cu difuzie – sorbită, troostită − sau prin mecanismul intermediar –bainită). Situaţia realizată − într-un caz concret de aplicare a C − este determinatăde proprietăţile mediului de răcire, de caracteristicile fizico - chimice şi structuraleale oţelului tratat şi de parametrii dimensionali ai piesei tratate. Comportarea lacălire a unui oţel poate fi exprimată sintetic prin definirea a două proprietăţitehnologice: a) capacitatea de călire şi b) călibilitatea.

Capacitatea de călire este o proprietate tehnologică ce descrie aptitudineaunui oţel de a-şi mări duritatea prin călire. Tinând seama de aspectele prezentate înscap. 5.2.2 rezultă că, această proprietate este determinată în principal deconţinutul (concentraţia) de carbon al oţelului şi poate fi exprimată cantitativ prinvaloarea durităţii martensitei obţinute la călire HM.

Călibilitatea este o proprietate tehnologică ce descrie aptitudinea unuioţel de a se căli pe o anumită adâncime. Călibilitatea unui oţel, care este directdeterminată de mărimea vitezei vrc (aşa cum rezultă examinând fig. 6.9), esteinfluenţată de următorii factori:

* conţinuturile de carbon şi de elemente de aliere (creşterea concentraţieimasice de carbon şi/sau prezenţa în compoziţia oţelurilor a elementelor de aliere –cu excepţia Co – asigură micşorarea vrc şi mărirea călibilităţii);

* gradul de omogenitate al austenitei supuse călirii (dacă austenitaobţinută în etapele de încălzire şi menţinere a oţelului la ti este omogenă, tendinţasa de transformare la răcire prin mecanismul cu difuzie este mai scăzută şicălibilitatea este mai mare);

Fig. 6.9. Influenţele vitezei de răcire şi dimensiunilor pieselor asupra adâncimii de călire


273

* dimensiunile cristalelor de austenită reale (dacă cristalele de austenităreale, obţinute după etapele de încălzire şi menţinere a oţelului la ti, au dimensiunimari, tendinţa de transformare la răcire a austenitei prin mecanismul cu difuzieeste mai scăzută şi călibilitatea oţelului este mai ridicată);

* conţinuturile de impurităţi şi/sau de incluziuni nemetalice (prezenţa înoţel a impurităţilor şi/sau incluziunilor nemetalice accelerează desfăşurareatransformării la răcire prin mecanismele bazate pe difuzie şi determină creştereavalorii vrc şi diminuarea călibilităţii).

Pentru determinarea călibilităţii oţelurilor se foloseşte metoda Jominysau metoda răcirii (călirii) frontale (reglementată prin STAS 4930), a căreiaplicare necesită parcurgerea următoarelor etape:

* realizarea unei epruvete cu forma şi dimensiunile prezentate în figura 6.10;* încălzirea şi menţinerea epruvetei la temperatura de călire corespunzătoare

oţelului din care este confecţionată; în timpul acestei etape nu trebuie să se producăfenomene de decarburare, oxidare sau carburare superficială a epruvetei şi, caurmare, încălzirea acesteia se face într-un cuptor cu atmosferă controlată neutrăsau într-un cuptor obişnuit, epruveta fiind ambalată într-o cutie din tablă de oţel şiîmpachetată într-un mediu reducător de oxizi (praf de grafit sau aşchii de fontă);

* răcirea completă a epruvetei, într-un dispozitiv special, prin proiectarea unuijet de apă rece asupra feţei sale frontale inferioare, aşa cum se arată în figura 6.11;

Fig. 6.10. Epruveta pentrudeterminarea călibilităţii oţelurilor

prin metoda răcirii frontale

Fig. 6.11. Dispozitivul folosit la răcirea frontală a epruvetelorpentru determinarea călibilităţii oţelurilor:

1 - suportul epruvetei; 2 - epruveta; 3 - ajutajul de suprascurgere;4 - conducta de alimentare cu apă; 5 - rezervorul tampon;6 - robinetul de comandă; 7 - ajutajul de răcire frontală;

8 rezervorul de evacuare

* polizarea epruvetei în lungul unei generatoare şi determinarea prinmăsurători a curbei de variaţie a durităţii HC în funcţie de distanţa de la capătulrăcit frontal l, numită curbă de călibilitate (v. fig. 6.12);

* stabilirea abscisei lSM a punctului, de pe curba HC = f(l), având ca


274

ordonată duritatea structurii semimartensitice (conţinând 50% M) HSM; lSMreprezintă caracteristica principală de călibilitate a oţelului analizat.

În mod obişnuit, pentru fiecare marcă de oţel (tip de oţel, avândcaracteristicile de compoziţie chimică definite prin precizarea valorilor nominalepentru concentraţia masică a fiecărei componente şi prescrierea abateriloradmisibile ale concentraţiei masice a fiecărei componente faţă de valoareanominală) se stabileşte de către producători banda de călibilitate, adicădomeniul în care se încadrează curbele de călibilitate ale tuturor şarjelor ce sepot elabora din marca respectivă de oţel (v. fig. 6.13). În aceste condiţii,verificarea călibilităţii unui oţel prin metoda răcirii (călirii) frontale se face maisimplu, controlând, cu ajutorul unui indice de călibilitate J, dacă curba decălibilitate a şarjei se încadrează în banda de călibilitate a mărcii de oţel;indicele J se poate prescrie în următoarele forme (v. fig. 6.13):

a) prin precizarea unui interval [li;ls], de încadrare al distanţei l, în caretrebuie să se înregistreze o anumită valoare prescrisă a durităţii HC; de exemplu,indicele de călibilitate J 10/18 – 45 arată că la verificarea călibilităţii este necesarca pentru l ∈ [10 mm; 18 mm] să se obţină o valoare a durităţii HC = 45 HRC;

b) prin precizarea unei distanţe l, la care trebuie să se înregistreze valoriale durităţii într-un anumit interval prescris [HCi;HCs]; de exemplu, indicele decălibilitate J 8 – 50/55 arată că la verificarea călibilităţii este necesar ca la distanţal = 8 mm să se obţină valori ale durităţii HC ∈ [50 HRC; 55 HRC].

Fig. 6.12. Determinarea curbei decălibilitate a unei şarje de oţel

Fig. 6.13. Prescrierea călibilităţii oţelurilor cu ajutorulbenzii de călibilitate şi a indicelui de călibilitate.

Un alt aspect care trebuie luat în considerare la efectuarea tratamentuluitermic de călire martensitică la piesele din oţeluri este generarea (apariţia)tensiunilor mecanice reziduale. Datorită răcirii pieselor cu viteză mare (vr > vrc),în timpul călirii se generează în acestea două tipuri de tensiuni reziduale:


275

a) tensiuni reziduale de natură termică, produse datorită răciriineuniforme a pieselor; la introducerea pieselor în mediul de răcire folosit la călire,stratul superficial al acestora se răceşte mai rapid decât miezul şi apar tensiuni decompresiune în miez şi tensiuni de întindere în stratul superficial, în timp ce spresfârşitul răcirii, când şi temperatura miezului scade considerabil, situaţia seinversează, în stratul superficial generându-se tensiuni de compresiune, iar înmiezul pieselor călite – tensiuni de întindere;

b) tensiuni reziduale de natură structurală, produse datorită realizăriinesimultane a transformărilor structurale în masa pieselor călite; la începutulrăcirii în vederea călirii, în stratul superficial al pieselor se produce transformareaaustenitei în martensită (însoţită de o creştere de volum) şi se generează tensiunide întindere în miez şi tensiuni de compresiune în stratul superficial, în timp cespre sfârşitul răcirii, când temperatura miezului scade considerabil, situaţia sepoate schimba, funcţie de mecanismul producerii transformărilor structurale înaceastă zonă a pieselor (de exemplu, dacă piesa se căleşte pătruns, la sfârşitulrăcirii se formează în miezul pieselor martensită tetragonală şi se genereazătensiuni de întindere în stratul superficial şi tensiuni de compresiune în miez).

Evident, ţinând seama de cele prezentate mai sus, câmpul de tensiunimecanice reziduale care există în piesele din oţeluri după călirea martensiticăcorespunde suprapunerii (cumulării) celor două tipuri de tensiuni şi în cazul cândacest câmp se caracterizează prin intensităţi mari ale tensiunilor de întindere sepot produce în piesele călite fenomene de deformare excesivă sau fisurare; caurmare, la aplicarea TT de călire martensitică trebuie aleşi parametrii de regim (înspecial cei corespunzători realizării etapei de răcire) corespunzători evităriiacestor fenomene nedorite.

6.4.3. Procedeele tehnologice de realizare a călirii martensitice

In practică, pentru realizarea C la piesele din oţeluri, se pot utiliza maimulte procedee tehnologice;

6.4.3.1. Călirea într-un singur mediu; deoarece nici unul din mediile derăcire utilizate în practică nu asigură integral condiţiile de răcire corespunzătoaremediului ideal, la călirea prin acest procedeu vitezele de răcire în domeniultransformării martensitice sunt mari, tensiunile reziduale create ating intensităţiridicate şi există pericolul deformării sau fisurării pieselor tratate; datorită acestorparticularităţi, călirea într-un singur mediu se aplică la piesele cu configuraţie simplă,fără variaţii mari de diametru sau grosime şi fără detalii (orificii, crestături etc.) cuefect de concentrator de tensiuni. Diagrama C prin acest procedeu la o piesă din oţelhipoeutectoid este prezentată în figura 6.14.


276

Fig. 6.14. Diagrama tratatamentului termic de călire într-un singur mediu

6.4.3.2. Călirea în două medii sau călirea întreruptă; acest procedeu seutilizează pentru C pieselor şi sculelor din oţeluri nealiate hipereutectoide. Înacest caz, piesele sunt mai întâi răcite rapid în apă, până la o temperatură t < tMC şiapoi sunt transferate într-un alt mediu (ulei sau aer), care asigură răcirea lor lentăîn domeniul transformării martensitice, diminuându-se astfel pericolul deformăriisau fisurării pieselor călite. Diagrama C prin acest procedeu este prezentată înfigura 6.15.

Fig. 6.15. Diagrama tratatamentului termic de călire întreruptă

6.4.3.3. Călirea în trepte (martempering); acest procedeu se foloseştepentru C sculelor şi pieselor de maşini confecţionate din oţeluri aliate, cucaracteristici de călibilitate ridicate. In acest caz, răcirea pieselor se realizează întrei etape: a) răcirea de la temperatura ti la temperatura tiz = Ms + 20…30 oC, în băide săruri topite, b) menţinerea la temperatura tiz până la egalizarea temperaturii pe


277

secţiunea pieselor (fără a se permite însă începerea transformării austenitei înbainită) şi c) răcirea în ulei sau aer până la temperatura ambiantă. Diagrama C prinacest procedeu este prezentată în figura 6.16.

Fig. 6.16. Diagrama tratatamentului termic de călire în trepte

6.4.3.4. Călirea izotermă bainitică (austempering); are acelaşi domeniude aplicare şi se realizează la fel ca şi călirea în trepte, cu deosebirea cămenţinerea la temperatura tiz = Ms + 20…30 oC se extinde până la transformareacompletă a austenitei în bainită. Structura pieselor sau sculelor din oţeluri căliteprin acest procedeu este formată din bainită şi se caracterizează prin rezistenţămecanică ridicată, tenacitate bună şi tendinţă de fisurare redusă. Diagrama C prinacest procedeu este prezentată în figura 6.17.

Fig. 6.17. Diagrama tratatamentului termic de călire izotermă bainitică6.4.3.5. Călirea la temperaturi scăzute (călirea sub 0 oC); se aplică la

piesele sau sculele din oţeluri cu conţinut ridicat de carbon sau aliate, la caretemperatura Mf este situată sub 0 oC (v. fig. 5.8). Prin aplicarea acestui procedeuse realizează transformarea aproape completă a austenitei reziduale în martensită,


278

asigurându-se stabilizarea dimensională şi creşterea durităţii pieselor sau sculelortratate; procedeul este indicat pentru C pieselor tratate termochimic, rulmenţilor,instrumentelor de măsurare, sculelor speciale etc. Etapa de răcire a pieselor laaplicarea acestui procedeu se conduce în felul următor: a) se răcesc piesele dela ti, până la temperatura ambiantă, într-un mediu adecvat (apă, ulei, soluţii desăruri etc.); b) se răcesc piesele de la temperatura ambiantă până la otemperatură tco < Mf (de obicei, tco = − 40…− 80 oC), în refrigeratoare (criostate)speciale, se menţin un timp scurt (10…20 min) la această temperatură şi sunt apoireaduse la temperatura ambiantă. Trebuie menţionat că, durata menţinerii pieselorla temperatura ambiantă, înainte de răcirea la tco< Mf , nu trebuie să depăşească 30min, deoarece, în caz contrar, austenita se stabilizează şi nu se mai transformă înmartensită la răcirea ulterioară. Diagrama C prin acest procedeu este prezentată înfigura 6.18.

Fig. 6.18. Diagrama tratatamentului termic de călire sub 0 oC

6.4.3.6. Călirea superficială; se foloseşte atunci când se urmăreşte numaidurificarea la suprafaţă a pieselor din oţeluri (în scopul creşterii rezistenţeiacestora la uzare, la oboseală, sau la coroziune). Varianta cea mai avantajoasăpentru aplicarea practică a acestui procedeu de călire este călirea folosindîncălzirea prin inducţie cu curenţi de înaltă frecvenţă (călirea CIF). In acestcaz, piesa ce trebuie tratată trece printr-un inductor (solenoid) prin care circulăcurent alternativ de înaltă frecvenţă. Fluxul magnetic generat de acest curentstrăbate piesa şi produce în aceasta curenţi de inducţie de o anumită intensitate.Adâncimea pătrunderii curenţilor de inducţie în piesa ce trebuie tratată ∆ (în mm)depinde de frecvenţa curentului din inductor f (în Hz) şi de caracteristicileelectromagnetice ale materialului piesei: permeabilitatea magnetică µ (în H/m)şi rezistivitatea electrică ρ (în Ωm) :


279

f⋅µρ⋅=∆ 4105 (6.1)

Ca urmare, încălzirea piesei, prin efectul termic al curenţilor de inducţie,se realizează numai pe o zonă superficială de grosime aproximativ egală cu ∆,miezul piesei rămânând neafectat.

După încălzirea superficială a piesei care se tratează, se realizează răcireaei sub acţiunea unui lichid de răcire (de obicei, apă) proiectat de către undispozitiv special, amplasat în spatele inductorului. Schema unei instalaţii decălire CIF este prezentată în figura 6.19.

Procedeul de călire CIF este foarte productiv, se pretează la automatizareşi asigură caracteristici mecanice ridicate pieselor tratate. Utilizarea lui este însălimitată de dificultatea sau imposibilitatea realizării inductoarelor necesare şi estejustificată economic numai în cazul tratării unor loturi mari de piese de acelaşi fel(când costul inductorului nu afectează inadmisibil costul pieselor tratate).

Fig. 6.19. Schema instalaţiei derealizare a călirii CIF

Fig. 6.20. Domeniile temperaturilor de încălzire la călireasuperficială

La aplicarea călirii CIF trebuie avute în vedere următoarele aspecte:a) încălzirea zonei superficiale, parcurse de curenţii de inducţie, se produce cuviteză foarte mare şi, ca urmare, transformarea perlitei în austenită, în aceastăzonă, se va realiza prin mecanismul fără difuzie, punctele de sfârşit ale etapeloracestei transformări fiind deplasate la temperaturi cu atât mai ridicate cu cât vitezade încălzire este mai mare (v. scap. 5.1); ţinând seama de această particularitate,se impune ca:

* piesele supuse călirii CIF să prezinte o structură iniţială fină şi omogenă,neorientată şi fără carburi stabile (care se dizolvă greu în austenită); acestecondiţii sunt îndeplinite satisfăcător de piesele confecţionate din oţeluri nealiate,


280

cu concentraţia masică de carbon de 0,4…0,6 %, supuse, în prealabil călirii CIF,unui tratament termic de normalizare;

* valoarea temperaturii de încălzire a stratului superficial al pieselor seadoptă în funcţie de viteza de încălzire asigurată de instalaţia de TT, folosinddiagrame experimentale, de tipul celei prezentate în figura 6. 20; temperatura deîncălzire trebuie să se situeze în domeniul structurilor favorabile, ce conţinesubdomeniul structurilor admisibile II şi subdomeniul structurilor optime III,trebuind evitate regimurile cu ti situată în domeniul de supraîncălzire,I sau îndomeniul de subîncălzire IV;

b) Tratamentul termic de călire CIF generează tensiuni reziduale decompresiune în stratul superficial (călit) al pieselor (care asigură o bunăcomportare a pieselor la uzare şi măreşte rezistenţa la fisurarea prin oboseală apieselor supuse la solicitări variabile) şi tensiuni reziduale de întindere în zona detrecere de la stratul superficial (călit) la miezul (neafectat de TT) pieselor tratate(care nu trebuie să aibă intensităţi prea ridicate, pentru a nu influenţa negativcomportarea în exploatare a pieselor).

6.4.4. Călirea martensitică a fontelor

Tratamentul termic de călire martensitică se aplică uneori şi la pieseleturnate din fonte cu grafit (lamelar, în cuiburi sau nodular), pentru realizareaunor structuri martensitice (cu duritate ridicată şi rezistenţă mare la uzare) înmasa metalică de bază a acestora. Călirea pieselor din fonte se realizează cuti = 840…900 oC > A1, τm = 5…10 min şi răcire în ulei şi este totdeauna urmatăde revenire, deoarece fragilitatea pieselor este foarte accentuată (atât datoritămartensitei, cât şi datorită formaţiunilor de grafit prezente în structură).

6.5. Revenirea

Structurile obţinute prin călirea martensitică nu asigură proprietăţi mecaniceoptime pieselor tratate (de exemplu, caracteristicile de rezistenţă mecanică şi duritateasunt ridicate, dar caracteristicile de plasticitate şi tenacitate sunt scăzute). Din aceastăcauză, după călirea martensitică se aplică tratamentul termic de revenire.

Tratamentul termic de revenire (r) constă în încălzirea pieselor dinoţeluri călite martensitic la o temperatură ti < A1, menţinerea acestora un timpsuficient la această temperatură şi răcirea lor cu o anumită viteză, în scopulobţinerii unor stări structurale mai aproape de echilibru, cu un complex deproprietăţi mecanice favorabil utilizării ulterioare a acestor piese.


281

Structura de dezechilibru obţinută prin C, formată din martensitătetragonală şi austenită reziduală, suferă în timpul revenirii transformărilestructurale prezentate detaliat în scap. 5.3.

Deoarece toate transformările structurale ce au loc la încălzireaoţelurilor călite martensitic sunt guvernate de difuzie, parametrii principali aitratamentului termic de revenire sunt ti şi τm. Între aceşti doi parametri şi efectultratamentului de revenire, evaluat prin tipul structurii obţinute şi prin duritateaacesteia Hr, există o dependenţă funcţională strictă, ce se exprimă de obicei subforma Hr = f(PHJ(ti; τm)), în care PHJ este parametrul lui Hollomon - Jaffe,definit de relaţia:

PHJ = Ti⋅[18 + lg(τ m)] (6.2)Examinând această relaţie rezultă că acelaşi efect al revenirii (aceeaşi valoare alui PHJ şi, respectiv, aceeaşi valoare a durităţii structurii realizate) se poate obţineprin utilizarea mai multor regimuri (ti, τm), numite regimuri izosclere derevenire.

In practică se aplică următoarele variante ale tratamentului termic de revenire :• Revenirea joasă, prin care se urmăreşte reducerea tensiunilor

reziduale din piesele călite, fără scăderea durităţii lor; se aplică la scule, piese deuzură tratate termochimic etc., parametrii de regim adoptându-se în aşa fel încât săse producă numai primele două etape ale transformărilor la revenire şi să se obţinăo structură cu martensită de revenire (în mod obişnuit, revenirea joasă serealizează cu: ti = 150…250 oC, τm = 1…3 ore şi răcirea în aer).

• Revenirea medie,prin care se urmăreşte obţinereaunei limite de curgere ridicateale materialului pieselor tratate,în vederea asigurării unei buneelasticităţi a acestora; se aplicăla arcuri, lamele elastice etc. şise realizează de obicei cuti = 350…450 oC.

• Revenirea înaltă, lati = 450…650 oC < A1, princare se urmăreşte obţinerea uneistructuri formate din sorbită derevenire, cu rezistenţă mecanicăridicată şi tenacitate bună; se

aplică pieselor de mare importanţă pentru construcţia de maşini, confecţionate dinoţeluri cu concentraţia masică de carbon de 0,35…0,60 %. Deoarece prin

Fig. 6.21. Diagrama tratamentului termic de îmbunătăţire


282

aplicarea acestei variante de revenire se obţine cea mai bună combinaţie aproprietăţilor de rezistenţă mecanică şi tenacitate la oţelurile folosite în construcţiade maşini, TT constând din călire martensitică, urmată de revenire înaltă senumeşte îmbunătăţire . Diagrama TT de îmbunătăţire ce se aplică la piesele dinoţeluri hipoeutectoide este prezentată în figura 6. 21.

6. 6. Tratamentele termochimice

6.6.1. Principiile realizării tratamentelor termochimice

Aşa cum s-a precizat anterior (v. scap. 6.1), tratamentele termochimicesunt tratamente termice care se efectuează în medii active din punct de vederechimic şi care realizează modificarea compoziţiei chimice, structurii şiproprietăţilor straturilor superficiale ale pieselor metalice. In mod obişnuit, prinaplicarea tratamentelor termochimice se obţine îmbogăţirea straturilor superficialeale pieselor tratate în unul sau mai multe elemente chimice (componente), numiteelemente (componente) de îmbogăţire, alese convenabil scopului urmărit.Transferul unui element de îmbogăţire, din mediul care îl conţine (mediul de lucrula efectuarea tratamentului) în stratul superficial al pieselor supuse tratamentului,se realizează prin desfăşurarea a trei procese elementare: disocierea mediului delucru şi obţinerea de atomi ai elementului de îmbogăţire; adsorbţia elementului deîmbogăţire la suprafaţa pieselor supuse tratamentului şi difuzia elementului deîmbogăţire de la suprafaţa pieselor spre interiorul (miezul) acestora.

Procesul de disociere constă, în principal, în descompunerea mediului delucru, cu compoziţie chimică adecvată, la temperatura la care se realizeazătratamentul termochimic, în scopul obţinerii elementului de îmbogăţire sub formăde atomi activi (atomi cu nivel energetic suficient de ridicat).

Procesul de adsorbţie constă în pătrunderea atomilor activi ai elementului deîmbogăţire în stratul superficial al pieselor supuse tratamentului. Acest proces sepoate realiza prin dizolvarea atomilor elementului de îmbogăţire în structura cristalinăa fazelor care alcătuiesc structura pieselor supuse tratamentului (formarea unor soluţiisolide) sau prin interacţiunea chimică a atomilor elementului de îmbogăţire cucomponentele materialului pieselor care se tratează (formarea unor compuşi chimici).

Procesul de difuzie constă în pătrunderea (deplasarea) pe o anumităadâncime a atomilor elementului de îmbogăţire adsorbiţi la suprafaţa pieselorsupuse tratamentului. Mecanismul de realizare a acestui proces a fost descris înscap. 1.7; factorul ce determină desfăşurarea procesului de difuzie este gradientulde concentraţie al elementului de îmbogăţire, creat între suprafaţa si miezul


283

pieselor, ca urmare a desfăşurării procesului de adsorbţie, iar factorii careintensifică şi accentuează acest proces sunt temperatura ti la care sunt încălzitepiesele şi durata τm de menţinere a pieselor la această temperatură.

Modul de desfăşurare a unui tratament termochimic şi calitatea rezultatelorobţinute prin aplicarea lui depind esenţial de felul cum sunt conduse şi serealizează cele trei procese descrise anterior. Condiţiile optime de realizare aunui astfel de tratament, care asigură durate minime ale tratamentului (eficienţamaximă a desfăşurării proceselor prin care se realizează transferul elementelor deîmbogăţire din mediul de lucru în stratul superficial al pieselor) se întrunescatunci cănd desfăşurarea fiecărui proces elementar se corelează (se armonizează)corespunzător cu necesităţile celorlalte procese: prin disociere se realizează ocantitate de atomi activi ai elementelor de îmbogăţire în concordanţă cucapacitatea de adsorbţie a stratului superficial al pieselor care se tratează şi cuconcentraţia dorită a elementelor de îmbogăţire în acest strat, iar prin difuzie semenţin constante (la nivelurile dorite) concentraţia elementelor de îmbogăţire înstratul superficial al pieselor şi capacitatea de adsorbţie a acestui strat.

In tehnică, pentru denumirea unui tratament termochimic se utilizează şitermenul de cementare, însoţit de precizarea elementelor de îmbogăţire folosite,iar pentru tratamentele termochimice la care elementele de îmbogăţire suntmetalice se utilizează şi denumirea de metalizare prin difuzie.

Tratamentele termochimice cu cea mai largă utilizare şi particularităţiletehnologice ale realizării acestora la piesele şi sculele din oţeluri sau fonte suntprezentate în continuare.

6.6.2. Tratamentul termochimic de carburare

Tratamentul termochimic de carburare (sau cementarea cu carbon)constă în îmbogăţirea în carbon a stratului superficial al pieselor din oţel.Obiectivele principale urmărite prin aplicarea acestui tratament se pot definiastfel:

• obţinerea unui strat superficial dur, care să confere pieselor o bunărezistenţă la uzare, performanţe sporite privind rezistenţa la solicitări mecanice variabile(oboseală) şi/sau îmbunătăţirea comportării în medii active de lucru (corosive);

• asigurarea unui miez cu proprietăţi bune de rezistenţă mecanică şitenacitate, care să confere pieselor o capacitate ridicată de preluare a solicitărilormecanice din exploatare.

Pentru realizarea acestor obiective este necesar ca:a) piesele supuse carburării să fie confecţionate din oţeluri cu concentraţii

masice scăzute de carbon (oţeluri cu %Cm. ≤ 0,25% C, denumite oţeluri pentru


284

cementare) şi structură ferito - perlitică;b) după carburare, stratul superficial al pieselor să aibă o

concentraţie masică de carbon apropiată de cea corespunzătoare oţeluluieutectoid (%Cm = 0,8...0,9 % ) şi o stuctură perlitică;

c) după carburare, piesele să fie supuse unui tratament termic de căliremartensitică, pentru obţinerea unei duritaţi ridicate a stratului superficial şi, eventual,unui tratament termic de recristalizare a miezului (călire martensitică sau normalizare),pentru realizarea unor structuri cu grad mare de dispersie (sorbită, troostită saumartensită cu conţinut scăzut de carbon), care să asigure niveluri suficient de ridicateatât pentru proprietăţile de rezistenţă mecanică, căt şi pentru cele de tenacitate.

Tratamentul termochimic de carburare se realizează, în mod obişnuit, înmediu solid sau gazos, la o temperatură de încălzire ti = 930 ... 950 oC (care săasigure o bună activare a proceselor de disociere, adsorbţie şi difuzie a carbonuluifolosit ca element de îmbogăţire şi o structură complet austenitică a oţelului dincare sunt confecţionate piesele supuse tratamentului).

In cazul carburării în mediu gazos, piesele care se tratează sunt introduseîn cuptoare etanşe, mediul de lucru (atmosfera creată în cuptoare) este bogat înCO (oxid de carbon) sau CH4 (metan), iar reacţiile de disociere care se realizeazăpentru generarea de carbon activ sunt de tipul:

2CO → Cactiv + CO2 sau CH4 → Cactiv + 2H2.In cazul carburării în mediu solid, piesele sunt introduse în cuptorul în care

se face tratamentul împachetate într-un amestec pulverulent, alcătuit din 70...75 %cărbune de lemn (mangal) şi 25...30 % carbonat de bariu; atomii activi de carbonse generează tot din fază gazoasă, prin desfăşurarea unor reacţii chimice de tipul:

2Ccărbune+ O2 → 2CO; 2CO → Cactiv + CO2,iar prezenţa carbonatului de bariu asigură o sursă suplimentară de carbon activ(care determină scăderea substanţială a duratei tratamentului), ca urmare arealizării unor reacţii chimice de tipul:

BaCO3 + Ccărbune → BaO + 2CO; 2CO → Cactiv + CO2sau BaCO3 → BaO + CO2; CO2 + Ccărbune → 2CO; 2CO → Cactiv + CO2.

Durata τm (în ore) , de menţinere a pieselor la temperatura ti = 930...950 oC,se stabileşte în funcţie de grosimea dorită a stratului carburat (grosimea stratuluisuperficial al pieselor în care se produce creşterea concentraţiei de carbon) x (înmm), cu relaţii de forma:

mcKx τ= , (6.3)Kc fiind un coeficient care depinde de mărimea ti şi de tipul oţelului (carbon saualiat) din care sunt realizate piesele supuse carburării (de exemplu, pentrucarburarea pieselor din oţeluri carbon la ti = 930 oC, Kc = 0,64).

Structura pieselor din oţel după carburare este redată în tabelul 6.1;


285

structura stratului superficial este alcătuită din perlită, iar structura miezului esteferito – perlitică (corespunzătoare compoziţiei chimice a oţelului din care au fostrealizate piesele supuse carburării).

Tratamentele termice care se aplică ulterior carburării se pot realiza în maimulte variante, principalele variante folosite în practică fiind sugerate dediagramele prezentate în figura 6.22. Diagrama din figura 6.22 a corespunde tratamentului complet de carburareaplicat pieselor nesolicitate puternic în exploatare, cu configuraţie geometricăsimplă, confecţionate din oţeluri cu ereditate granulară fină, la care nu se impuneefectuarea de tratamente termice pentru recristalizarea miezului; în acest caz, dupăcarburarea pieselor la ti = 930...950 oC, se practică răcirea lentă a acestora până lati’= A1 + 30...50 oC şi călirea martensitică (de la ti’, în apă, ulei sau soluţii de săruri),în scopul durificării stratului lor superficial, urmate de o călire la temperaturiscăzute, pentru diminuarea conţinutului de austenită reziduală al structurii stratuluilor superficial şi de o revenire joasă (la ti” = 180...200 oC), pentru detensionareapieselor fără scăderea sensibilă a durităţii stratului lor carburat.

Diagrama din figura 6.22 b corespunde tratamentului complet de carburareaplicat pieselor de mare răspundere (care urmează a fi puternic solicitate mecanic înexploatare), cu configuraţie geometrică complicată, confecţionate din oţeluri (aliate)cu călibilitate ridicată; în acest caz, după carburarea pieselor la ti = 930 ... 950 oC,se realizează un tratament temic de recristalizare a structurii miezului (căliremartensitică sau normalizare), la ti’ = A3 + 30 ... 50 oC, apoi o călire martensitică dela ti” = A1 + 30 ... 50 oC, pentru a se asigura durificarea substanţială a stratuluisuperficial şi, în final, o revenire joasă, pentru detensionarea pieselor tratate.Structurile care rezultă în stratul şi miezul pieselor supuse acestei variante atratamentului complet de carburare sunt prezentate în tabelul 6.2.

6.6.3. Tratamentul termochimic de nitrurare

Tratamentul termochimic de nitrurare (cementarea cu azot) constă înîmbogăţirea în azot (nitrogen) a stratului superficial al pieselor din oţeluri saufonte, în scopul durificării superficiale a acestor piese şi îmbunătăţiriiperformanţelor lor privind rezistenţa la uzare, la oboseală sau la coroziune.

Tratamentul termochimic de nitrurare se realizează, în mod obişnuit, încuptoare etanşe, în atmosferă de amoniac gazos, care prin disociere pune înlibertate atomi activi de azot (2NH3 → 2Nactiv + 3H2). Compoziţia chimică aoţelului sau fontei din care se confecţionează piesele supuse nitrurării şi parametrii deregim la care se conduce acest tratament se stabilesc în funcţie de scopul principalurmărit, existând variantele prezentate în continuare.


286

Tabelul 6.1. Structurile stratului pieselor supuse unor tratamente termochimice

Tratamentultemochimic Materialul pieselor Caracteristicile

structurii stratului Schiţa structurii

CarburareOţel carbon cu%Cm < 0,25 %

(oţel pentru cementare)

Perlită(%Cm)P = 0,8 … 0,9 %

Nitrurare

Fier tehnic, Oţel cu conţinutscăzut de carbon

Nitruri ε + γ’; nitruri γ’;ferită + γ’

NitrurareOţel cu %Cm = 0,35 %,

aliat cu Al, Cr, Mo(oţel pentru nitrurare)

Nitruri γ’(cu duritate ridicată)

Nitrurare Fontă cenuşieperlitică

Nitruri ε(rezistente lacoroziune)

AluminizareFier tehnic,

Oţel cu conţinutscăzut de carbon

Soluţie solidă Feα(Al)

CromizareFier tehnic,


Soluţie solidă Feα(Cr)

Cromizare Oţel carbon (%Cm = 0,45 %)

Carburi de tipul(Cr,Fe)7C3

Silicizare Oţel carbon (%Cm = 0,4%) Soluţie solidă Feα(Si)

BorurareFier tehnic,


Compuşi de tipulFeB, Fe2B


287

Fig. 6.22. Diagramele tratamentului complet de carburare a pieselor din oţel:a - fără recristalizarea miezului după carburare;b - cu recristalizarea miezului după carburare

Tabelul 6.2. Structurile obţinute la carburarea pieselor din oţel conform diagramei din fig. 6.22 b

Materialul pieselor tratateOţeluri carbon (călibilitate scăzută) Oţeluri aliate (călibilitate ridicată)

Constituenţi structurali în: Constituenţi structurali în:Etapa

tratamentuluiStratul carburat Miezul pieselor Stratul carburat Miezul pieselor

Carburare Perlită Ferită, Perlită Perlită Ferită, Perlită

Călire pentru(recristalizare)

miez

Martensită (%Cm↑ ),Austenită reziduală

(granulaţie grosolană)

Ferită, Perlită(Sorbită, Troostită)

(granulaţie fină)



Martensită (%Cm ↓ )(granulaţie fină)

Călire pentru(durificare) strat


(granulaţie fină)


(granulaţie fină)



Martensită (%Cm ↓ ),Ferită

(granulaţie fină)

Revenire joasă

Martensită de revenire(%Cm↑ ),

(granulaţie fină, 50...55 HRC)


(granulaţie fină, 20...22 HRC)

Martensită de revenire(%Cm ↑ ),

(granulaţie fină,60...65 HRC)

Martensită de revenire(%Cm ↓ ),

Ferită (granulaţie fină, 25...30 HRC)


289

6.6.3.1. Nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la uzare se aplicăpieselor din oţeluri cu %Cm = 0,3...0,4 %, aliate cu elemente ca Al, Cr, Mo, careformează cu azotul nitruri cu stabilitate termică mare şi duritate ridicată. Pentru castructura stratului superficial să fie corespunzătoare scopului urmărit, estenecesară realizarea tratamentului la ti < 600 oC. Dacă ti = 500...520 oC, se obţineun strat nitrurat cu duritate maximă (1000...1200 HV), dar de grosime mică(x = 0,2...0,4 mm), iar dacă ti = 550...600 oC, se obţine o duritate mai mică astratului nitrurat (800...1000HV), dar creşte grosimea acestuia (x = 0,6...0,8 mm).Tinând seama de aceste aspecte, în practică se aplică ciclul de nitrurare în treptedescris prin diagrama din figura 6.23 (prima treaptă la ti = 500...520 oC, pentrucreşterea durităţii stratului, iar a doua treaptă la ti = 550...600 oC, pentru mărireagrosimii stratului). Durata totală de menţinere τm depinde de grosimea stratului şieste, de obicei, τm = 15 … 40 ore.

Realizarea nitrurării în modul descris mai înainte asigură formarea înstratul superficial al pieselor supuse tratamentului a unor structuri având ca fazăprincipală nitrura γ’ (nitrură de tipul Fe4N, cu concentraţia masică de azot de5,7%), caracterizată prin duritate ridicată şi fragilitate scăzută.

După nitrurare nu se maiaplică nici un tratament termic,deoarece reîncălzirea pieselornitrurate conduce la descompunereanitrurilor din stratul superficial,eliminarea azotului şi anulareaefectului nitrurării. Se recomandăînsă a se aplica înainte denitrurare un tratament termic deîmbunătăţire (călire martensitică +revenire înaltă), pentru a se obţineîn miezul pieselor o structură cusorbită de revenire, caracterizatăprintr-o foarte bună combinaţie aproprietăţilor de rezistenţă mecanicăşi tenacitate. Principalele tipuri de

structuri care se formează în stratul superficial la nitrurarea pieselor din oţeluri însopul creşterii rezistenţei la uzare sunt prezentate în tabelul 6.1. 6.6.3.2. Nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la oboseală se aplicăpieselor folosite în construcţia de maşini, confecţionate din oţeluri carbon sau dinoţeluri aliate obişnuite (fără Al). Tratamentul se conduce în acelaşi mod ca învarianta prezentată anterior; se foloseşte acelasi regim şi rezultă aceeaşi structurăa stratului superficial ca şi la niturarea pentru creşterea rezistenţei la uzare, dar

Fig. 6.23. Diagrama unui tratament termochimic denitrurare


290

duritatea stratului superficial este mai scăzută (600...800 HV), deoarece dinstructura stratului lipsesc nitrurile de Al. Piesele din oţel supuse acestui tratamentînregistrează creşteri cu 30...90 % ale rezistenţei şi durabilităţii la oboseală,datorită efectelor de întârziere substanţială a fenomenelor de amorsare a fisurilorsub acţiunea solicitărilor variabile, produse de:

* creşterea durităţii stratului superficial (creşterea rezistenţei mecanice amaterialului din stratul superficial);

* generarea prin nitrurare a unor tensiuni reziduale de compresiune înstratul superficial (datorită saturării în azot a acestui strat).

6.6.3.3. Nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la coroziune se poateaplica pieselor confecţionate din orice fel de oţel şi pieselor din fonte cenuşii sau cugrafit nodular. Tratamentul se realizează la ti = 600...700 oC, cu o durată de menţinereτm = 1 … 6 ore, la suprafaţa pieselor formându-se un strat compact şi rezistent denitruri fragile ε (nitruri de tipul Fe2N, cu concentraţia masică de azot de 11,3 %), careprezintă o bună rezistenţa la acţiunea unor medii active, cum sunt atmosferele saline,apele reziduale, apa de mare etc. Principalele tipuri de structuri care se formează înstratul superficial la nitrurarea pieselor din oţeluri sau fonte în scopul creşteriirezistenţei la coroziune sunt prezentate în tabelul 6.1.

Pentru reducerea duratei tratamentului şi creşterea calităţii pieselor tratatese utilizează un procedeu tehnologic modern numit nitrurarea ionică(nitrurarea în plasmă). Piesele care se tratează prin acest procedeu se introducîntr-o incintă metalică şi sunt legate la catodul unui generator de curent continuu(cu tensiunea de 1000...1500 V), anodul generatorului fiind conectat la pereteleincintei în care se face tratamentul. In incinta de tratament se introduce gazul delucru (azot sau amoniac), care se rarefiază cu o pompă de vid până la realizareaunui vacuum de 200…1000 Pa. In incinta de tratament se declanşează o descărcareelectrică ce produce ionizarea gazului de lucru, ionii astfel creaţi fiind acceleraţi decâmpul electric din incintă şi proiectaţi pe suprafaţa pieselor supuse nitrurării.Datorită ciocnirii ionilor de azot cu piesele, se realizează atât adsorbţia intensă aazotului la suprafaţa pieselor, cât şi încălzirea pieselor la temperatura de nitrurare(incinta de tratament nu este prevăzută cu nici o alta sursă de încălzire a pieselor).

6.6.4. Tratamentele termochimicede carbonitrurare şi cianurare

Tratamentele termochimice de carbonitrurare şi cianurareconstau în îmbogăţirea simultană în carbon şi azot a stratului superficial alpieselor din oţel (cementarea cu carbon şi azot). Cele două tratamente sediferenţiază prin mediul de lucru utilizat:


291

* cianurarea se realizează în mediu lichid (topitură de săruri): (NaCN +KCN); (NaCN + NaCl + Na2CO3); (Na2CO3 + CON2H4) sau (Na Cl + Na2CO3 +CON2H4);

* carbonitrurare se realizează în mediu gazos: (75 % CH4 + 25 % NH3).Parametrul de regim principal, care determină mărimea concentraţiilor de carbonşi azot în stratul superficial al pieselor tratate, precum şi constituţia fazică şiadâncimea acestui strat, este temperatura ti; astfel, în mod obişnuit:

* cianurarea se efectuează la ti = 550...600 oC (asemănător nitrurării) şiasigură obţinerea unor straturi superficiale îmbogăţite cu precădere în azot, cudurităţi ridicate si rezistenţă foarte mare la uzare (ceea ce recomandă aplicareaacestui tratament mai ales la sculele din oţeluri aliate destinate prelucrăriimaterialelor metalice); datorită similitudinilor cu nitrurarea, după cianurare nu semai aplică tratamente termice (există pericolul eliminării azotului din stratulsuperficial al pieselor şi anulării efectelor tratamentului);

* carbonitrurarea se efectuează la ti = 820...880 oC (asemănătorcarburării) şi asigură obţinerea unor straturi superficiale îmbogăţite cu precădereîn carbon, prezenţa azotului determinând numai o creştere a vitezei proceselor decarburare (care permite folosirea unor temperaturi ti mai mici ca la carburare şidiminuarea duratelor τm necesare obţinerii unor straturi carburate de o anumităadâncime); datorită similitudinilor cu carburarea, după carbonitrurare se aplicăobligatoriu un tratament termic de călire martensitică pentru durificarea stratuluisuperficial al pieselor, diagrama tratamentului termic complet de carbonitrurarefiind asemănătoare celei prezentate în figura 6.22 a (cu modificarea temperaturii ti,în ciclul de carbornitrurare, la nivelul menţionat mai înainte).

6.6.5. Alte tratamente termochimice

In practică, cu domenii de aplicare mai restrânse decât celecorespunzătoare tratamentelor termochimice prezentate mai înainte, se utilizează,pentru piesele şi sculele din oţeluri sau pentru piesele din fonte şi următoareletipuri de tratamente termochimice:

6.6.5.1. Aluminizarea se aplică la piesele din oţeluri hipoeutectoide şi lapiesele din fonte cenuşii şi constă în îmbogăţirea în aluminiu a stratului superficialal acestor piese, în scopul creşterii refractarităţii (asigurarea unei bune rezistenţela oxidare la temperaturi ridicate, până la 800...900 oC) şi îmbunătăţiriicomportării acestora în prezenţa atmosferelor corosive. Tratamentul se face, înmod obişnuit, în băi de aluminiu topit saturat în fier (%Fem = 6...8 % ), lati = 680...750 oC şi τm = 1,0...1,5 ore (la piesele din fonte cenuşii difuziaaluminiului se face mai greu şi se impune a se realiza o decarburare superficială a


292

acestor piese înainte de aluminizare). După saturarea superficială în aluminiu,piesele tratate se supun unei recoaceri la 900...1000 oC, pentru creştera grosimiistratului îmbogăţit în aluminiu; în urma aplicării acestui tratament, se obţine unstrat aluminizat cu grosimea x = 0,02...0,80 mm, care conţine în zona de lasuprafaţa pieselor compuşi de tipul FeAl şi FeAl2, iar în zona dinspre miezulpieselor soluţie solidă de fier şi aluminiu (v. tabelul 6.1).

6.6.5.2. Cromizarea se aplică la piesele din oţeluri sau fonte şi constă înîmbogăţirea în crom a stratului superficial al acestor piese, pentru creşterearefractarităţii (până la 800...850 oC), pentru îmbunătăţirea rezistenţei la coroziuneîn apă de mare sau în unele medii acide (de exemplu, acid azotic) sau (dacăconcentraţia masică de carbon a pieselor depăşeşte 0,3 %) pentru durificareasuperficială şi mărirea rezistenţei lor la uzare. Tratamentul se face, în modobişnuit, în mediu solid, piesele supuse tratamentului introducându-se în cuptorulde tratament împachetate într-un amestec pulverulent alcătuit din ferocrom (aliajFe–Cr) şi oxid de aluminiu (Al2O3); cromizarea se realizează la ti = 1050...1200 oCşi τm = 12...15 ore, stratul superficial (îmbogăţit în crom) al pieselor tratate avândgrosimi x = 0,03...0,10 mm şi structura alcătuită din:

* soluţie solidă de fier şi crom, cu duritatea 220...250 HV, dacă piesele suntconfecţionate din oţeluri cu concentraţii masice de carbon scăzute (%Cm ≤ 0,3 %);

* soluţie solidă de fier şi crom şi carburi de crom, cu duritatea 800...1000 HV,dacă piesele sunt realizate din fonte sau oţeluri cu conţinuturi ridicate de carbon.

6.6.5.3. Silicizarea se aplică la piesele din oţeluri şi constă în îmbogăţireaîn siliciu a stratului superficial al acestor piese, în special, pentru îmbunătăţirearezistenţei lor la coroziune (în apă de mare sau în unele medii acide: acid azotic,acid sulfuric, acid clorhidric etc.) şi ameliorarea caracteristicilor de comportare lauzare. Tratamentul se face, în mod obişnuit, în mediu solid, piesele supusetratamentului introducându-se în cuptorul de tratament împachetate într-unamestec pulverulent alcătuit din 75% ferosiliciu (aliaj Fe-Si), 20% oxid dealuminiu (alumină / Al2O3) şi 5% clorură de amoniu; silicizarea se realizează lati = 950 … 1 000 oC şi τm = 4 … 12 ore, stratul superficial (îmbogăţit în siliciu) alpieselor tratate având grosimi x = 0,5 … 1,0 mm şi structura alcătuită din soluţiesolidă Feα (Si) (v. tabelul 6.1).

In prezent, silicizarea se realizează şi în mediu gazos, conţinând clorură desiliciu (SiCl4), obţinută prin trecerea unui curent de clor peste un strat deferosiliciu sau carbură de siliciu (SiC), aflat într-un spaţiu de reacţie în incintacuptorului de tratament.

6.6.5.4. Borizarea (borurarea) se aplică la piesele din oţeluri şi constă înîmbogăţirea în bor a stratului superficial al acestor piese, pentru creştereaînsemnată a durităţii acestui strat (la valori 1800 … 2000 HV) şi asigurarea unor


293

performanţe ridicate ale pieselor tratate privind rezistenţa la uzare şi comportareaîn medii corosive. Tratamentul se face, în mod obişnuit, în mediu lichid, pieselesupuse tratamentului introducându-se într-o baie conţinând 60% borax (Na2B4O7)şi 40% carbură de bor (B4C), atomii activi de bor fiind obţinuţi prin disociereacarburii de bor şi prin reducerea cu carbon a oxizilor de bor. După aplicareaborizării, la temperatura de ti = 930 … 950 oC, cu durata τm = 4 … 8 ore, pieseletratate au structura stratului superficial (cu grosimea x = 0,03 … 0,3 mm) alcătuitădin compusul chimic FeB (în zona de la suprafaţă), compusul chimic Fe2B şi dinsoluţie solidă Feα(B) (în zona de trecere spre miez), aşa cum se poate observa înmicrostructura prezentată în tabelul 6.1. Piesele borizate se supun unui tratamenttermic de îmbunătăţire (călire martensitică + revenire înaltă), pentru creştereadurităţii zonei situate sub stratul îmbogăţit în bor, deoarece existenţa unei zone moisub stratul borizat poate favoriza exfolierea acestui strat în cursul exploatării pieselor.

In prezent, borizarea se realizează şi în mediu gazos, la ti = 850 … 900 oC,folosind cuptoare etanşe cu atmosferă de diboran (B2H6) sau clorură de bor(BCl3) şi hidrogen.

6.6.5.5. Titanizarea se aplică la piesele din oţeluri şi constă înîmbogăţirea în titan a stratului superficial al acestor piese, pentru creşterearezistenţei lor la coroziunea produsă de mediile de lucru acide. Tratamentul seface, în mod obişnuit, în mediu lichid, piesele supuse tratamentului introducându-seîntr-o topitură conţinând 80 % clorură de sodiu (NaCl) şi 20 % oxizi de titan saupulbere de titan, temperatura de încălzire fiind ti = 950 … 1100 oC.

6.6.5.6. Zincarea (sheredizarea) se aplică la piesele din oţeluri şi constăîn îmbogăţirea în zinc a stratului superficial al acestor piese, pentru creşterearezistenţei lor la coroziunea produsă de atmosferele sau mediile gazoase fierbinţi(300 … 350 oC) care conţin hidrogen sulfurat (H2S). Tratamentul se face, în modobişnuit, în mediu lichid, piesele supuse tratamentului introducându-se într-o baiede zinc topit, cu ti = 430 … 460 oC, cu o durată τm = 0,5 … 5,0 min; stratulsuperficial, îmbogăţit în zinc, al pieselor tratate are grosimea x = 0,02 … 0,04 mm.La realizarea sârmelor şi barelor subţiri cu rezistenţă mecanică foarte ridicată,zincarea se combină cu patentarea (v. scap. 6.3.4), menţinerea izotermă dupăaustenitizare făcându-se într-o baie de zinc topit.

Cuvinte cheieadsorbţie, 282aluminizare, 291banda de călibilitate, 274borizare (borurare), 292călibilitate, 272

călire CIF, 278călire completă, 269călire în două medii (întreruptă), 276călire în trepte (martempering), 276călire incompletă, 269


294

călire într-un singur mediu, 275călire izotermă bainitcă, 277călire martensitică, 268călire sub 0 oC, 277călire superficială, 272capacitate de călire, 272carbonitrurare, 290, 291carburare, 283cementare, 283cianurare, 290cromizare, 292curbă de călibilitate, 273diagramă de tratament, 257disociere, 282îmbunătăţire, 282indice de călibilitate, 274mediu real de răcire, 270metalizare prin difuzie, 283metoda răcirii 9călirii) frontale, 273nitrurare, 289, 290nitrurare ionică (în plasmă), 290normalizare, 267

oţel pentru cementare, 284parametrul lui Hollomon-Jaffe, 281patentare, 266recoacere completă, 263recoacere cu schimbare de fază, 258recoacere de detensionare, 261recoacere de globulizare, 264recoacere de grafitizare, 267recoacere de omogenizare, 259recoacere de recristalizare nefazică, 259recoacere incompletă, 264recoacere izotermă, 266regimuri izosclere de revenire, 281revenire, 258, 280silicizare, 292tensiuni reziduale, 275titanizare, 293tratament termochimic, 258tratament termomecanic, 266viteză de încălzire, 257viteză de răcire, 258zincare (sherardizare), 293

Bibliografie


2. Dulamiţă T. ş. a., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Didactică şiPedagogică, Bucureşti, 1982

3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Mantea St. ş.a., Teoria şi practica tratamentelor termice, Editura Tehnică,

Bucureşti, 19665. Novicov I.I. Theory of heat treatment of metals, Moscova, Mir, 19786. Popescu N, Vitănescu C., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Tehnică, 19747. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19838. Raşeev D., Bazele tehnologiei tratatamentelor termice, I.P.G. Ploiesti, 19779. Zecheru Gh., Tehnologia materialelor, Partea I, I.P.G. Ploieşti, 198710. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol. 4, American Society for

Metals, Ohio, 198111. * * * Methods of determining hardenability of steels – SAE J406, SAE

Standard, Noiembrie 1990


295


T.6.1. Care din următoarele seturi de parametrii de regim definesc completdiagrama unui TT simplu: a) ti, τi, τm şi vr; b) ti, vi, τm şi vr; c) ti, vi, τm şi mediul derăcire; d) ti, τi, vi şi vr?

T.6.2. Care din următoarele tipuri de TT fac parte din categoria recoacerilorfără schimbare de fază: a) recoacerea completă; b) recoacerea de omogenizare;c) îmbunătăţirea; d) recoacerea de detensionare?

T.6.3. Care din următoarele tipuri de TT fac parte din categoria recoacerilorcu schimbare de fază: a) recoacerea de detensionare; b) recoacerea incompletă;c) normalizarea; d) recoacerea de globulizare a cementitei?

T.6.4. Care din următoarele tipuri de recoacere cu schimbare de fază se potaplica atât la piesele din oţeluri hipoeutectoide, cât şi la piesele şi sculele din oţelurihipereutectoide: a) recoacerea completă; b) recoacerea de globulizare a cementitei;c) normalizarea; d) recoacerea izotermă?

T.6.5. Care din următoarele tipuri de recoacere cu schimbare de fază se potaplica pentru finisarea granulaţiei pieselor din oţeluri hipoeutectoide: a) recoacereaincompletă; b) recoacerea completă; c) recoacerea de globulizare a cementitei;d) normalizarea?

T.6.6. Care este temperatura de încălzire recomandată pentru realizarea TT derecoacere completă la piesele din oţeluri hipoeutectoide: a) ti = A1 + 30 … 50 oC;b) ti = Acem + 30 … 50 oC; c) ti = A3 + 30 … 50 oC; d) ti = A1 − 30 … 50 oC?

T.6.7. Temperatura de încălzire ti, pentru recoacerea de recristalizare fărăschimbare de fază a unor semifabricate din oţel prelucrate prin deformare plastică larece, se adoptă astfel încât: a) ti > trp; b) trp < ti < A1: c) ti = A1 + 30 … 50 oC;d) 0,4ts – 164 oC < ti < A1?

T.6.8. Care din următoarele mecanisme stau la baza detensionării termice apieselor din oţeluri sau fonte: a) mecanismul deformării prin difuzie – fluaj;b) mecanismul recristalizării primare; c) mecanismul deformării plastice locale;d) mecanismul degradării prin oboselă a materialului pieselor?

T.6.9. Un produs din oţel, în care operaţiile de prelucrare din procesul defabricare au generat tensiuni reziduale cu intensitatea maximă σrez, este supusrecoacerii de detensionare la temperatura ti = 500 oC. La ce nivel se reduceintensitatea tensiunilor reziduale: a) la nivelul limitei de curgere a oţelului la ta;b) la nivelul rezistenţei la rupere a oţelului la ti; c) la zero; d) la nivelul limitei decurgere a oţelului la ti?

T.6.10. Care TT se recomandă a fi aplicat pentru îmbunătăţireaprelucrabilităţii prin aşchiere a unui semifabricat din oţel carbon cu %Cm = 0,25 %:


296

a) recoacerea completă; b) recoacerea incompletă; c) normalizarea; d) recoacereade globulizare a cementitei?

T.6.11. Care TT aplicat unei piese din oţel hipoeutectoid conduce lastructura cu cel mai mic conţinut procentual de ferită: a) recoacrea completă; b)recoacerea incompletă; c) recoacerea de detensionare; d) normalizarea?

T.6.12. Care din următoarele structuri rezultă după aplicarea normalizăriila o piesă turnată din fontă cu grafit nodular feritică: a) sorbită de revenire;b) martensită şi austenită reziduală; c) sorbită şi grafit nodular; d) sorbită şi grafit lamelar?

T.6.13. Care din următoarele afirmaţii sunt adevărate: a) recoacereacompletă aplicată pieselor din oţeluri hipoeutectoide conduce la o structurăalcătuită din ferită şi perlită; b) recoacerea completă aplicată pieselor sau sculelordin oţeluri hipereutectoide asigură o structură alcătuită din cementită secundară şiperlită; c) recoacerea de globulizare a cementitei asigură sculelor din oţelurihipereutectoide o structură cu perlită globulară; d) recoacerea incompletă se aplicăpentru finisarea granulaţiei pieselor din oţeluri hipoeutectoide?

T.6.14. Ce TT se recomandă a fi aplicat anterior călirii martensitice asculelor din oţeluri hipereutectoide: a) recoacerea completă; b) recoacereaincompletă; c) recoacerea izotermă; d) recoacerea de globulizare a cementitei?

T.6.15. Care este temperatura de încălzire recomandată pentru călireamartensitică a unei piese din oţel hipoeutectoid: a) ti = Acem + 30 … 50 oC;b) ti = A1 + 30 … 50 oC; c) ti = A3 + 30 … 50 oC; d) ti = A3 + 100 … 150 oC?

T.6.16. Care este temperatura de încălzire recomandată pentru călireamartensitică a unei piese din oţel hipereutectoid: a) ti = Acem + 30 … 50 oC;b) ti = A1 + 30 … 50 oC; c) ti = A3 + 30 … 50 oC; d) ti = A3 + 100 … 150 oC?

T.6.17. Proprietatea unui oţel de a-şi mări duritate prin călire este denumită:a) rigiditate; b) călibilitate; c) capacitate de călire; d) elasticitate?

T.6.18. Proprietatea unui oţel de a se căli pe o anumită adâncime estedenumită: a) maleabilitate; b) ductilitate; c) capacitate de călire; d) călibilitate?

T.6.19. Care din următorii factori determină creşterea călibilităţii oţelurilor:a) creşterea concentraţiei de carbon; b) creşterea purităţii; c) finisarea granulaţiei;d) creşterea gradului de omogenizare a austenitei?

T.6.20. Care din următoarele oţeluri are cea mai mare călibilitate: a) oţelul cuindicele de călibilitate J8 – 50/55; b) oţelul cu indicele de călibilitate J6 – 50/55;c) oţelul cu indicele de călibilitate J8 – 45/50; d) oţelul cu indicele de călibilitateJ10 – 50/55?

T.6.21. Care din următoarele tratamente generează în piesele tratate tensiunimecanice reziduale: a) călirea martensitică; b) revenirea; c) recoacerea comletă;d) nitrurarea?

T.6.22. Care din următoarele procedee tehnologice de călire se pot aplica la


297

piesele şi sculele din oţeluri carbon: a) călirea în trepte; b) călirea fără transformarepolimorfă; c) călirea izotermă bainitică; d) călirea la temperaturi scăzute?

T.6.23. Care din următoarele afirmaţii privind călirea CIF a pieselor dinoţeluri sunt adevărate: a) grosimea stratului călit creşte odată cu frecvenţa curentuluielectric din inductorul folosit la încălzire; b) procedeul asigură o productivitateridicată a operaţiei de călire; c) tratamentul generează tensiuni reziduale decompresiune în stratul superficial al pieselor; d) viteza de încălzire a stratului nuinfluenţează alegerea parametrilor de regim ai tratamentului?

T.6.24. TT care constă din călire martensitică urmată de revenire înaltă estedenumit: a) recoacere izotermă; b) normalizare; c) îmbunătăţire; d) carbonitrurare?

T.6.25. Ce structuri se obţin după fiecare din ciclurile tratamentului deîmbunătăţire aplicat unei piese din oţel carbon cu %Cm = 0,60 %: a) după ciclul decălire – martensită tetragonală şi austenită reziduală, iar după ciclul de revenireînaltă – sorbită de revenire; b) după ciclul de călire – sorbită şi troostită, iar dupăciclul de revenire înaltă – martensită cubică şi austenită reziduală; c) după ciclulde călire – martensită tetragonală, iar după ciclul de revenire înaltă – bainită;d) după ciclul de călire – ferită şi perlită, iar după ciclul de revenireînaltă – martensită de revenire?

T.6.26. Care din următoarele afirmaţii privind tratamentul de revenire(aplicat pieselor din oţel călite martensitic) sunt adevărate: a) revenirea joasăconduce la o structură cu martensită de revenire; b) revenirea înaltă se aplicăpentru creşterea limitei de curgere a oţelului şi asigurarea unei bune elasticităţi apieselor; c) revenirea înaltă determină formarea unei structuri cu martensită derevenire şi austenită reziduală; d) revenirea înaltă asigură formarea unei structuricu sorbită de revenire, având cea mai bună combinaţie a caracteristicilor derezistenţă mecanică şi tenacitate?

T.6.27. Tratamentele care se efectuează în medii active din punct devedere chimic şi care realizează modificarea compoziţiei chimice, structurii şiproprietăţilor straturilor superficiale ale pieselor sunt denumite: a) recoaceri cuschimbare de fază; b) tratamente termochimice; c) tratamente termomecanice;d) normalizări?

T.6.28. Care din următoarele procese stau la baza realizării unui tratamenttermochimic: a) disocierea mediului de lucru şi obţinerea atomilor elementelor deîmbogăţire; b) difuzia atomilor elementelor de îmbogăţire, de la suprafaţa pieselorsupuse tratamentului, spre miezul acestora; c) călirea stratului superficial al pieselorsupuse tratamentului; d) adsorbţia atomilor elementelor de îmbogăţire pe suprafaţapieselor supuse tratamentului?

T.6.29. Care din următoarele afirmaţii privind tratamentul termochimic decarburare sunt adevărate: a) tratamentul se aplică la piesele din oţeluri cu%Cm < 0,25 %; b) tratamentul se aplică la piesele confecţionate din oţeluri


298

eutectoide; c) tratamentul trebuie să asigure creşterea concentraţiei de carbon astratului superficial al pieselor din oţel, până la %Cm = 0,8 … 0,9 %; d) dupăcarburare nu se mai aplică nici un alt ciclu de TT?

T.6.30. Care din următoarele afirmaţii privind tratamentul termochimic denitrurare sunt adevărate: a) nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la uzare seaplică pieselor din oţeluri cu %Cm = 0,3 … 0,4 %, aliate cu Al, Cr, Mo;b) nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la uzare se aplică pieselor pentruconstrucţia de maşini, confecţionate din oţeluri carbon sau aliate; c) nitrurarea înscopul creşterii rezistenţei la coroziune se aplică pieselor din oţeluri şi pieselor dinfonte cenuşii sau cu grafit nodular; d) nitrurarea constă din îmbogăţirea în nichel astratului superficial al pieselor din oţeluri sau fonte?

T.6.31. Care din următoarele afirmaţii privind denumirea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) pentru nitrurare se poate folosi şi denumirea decementare cu azot; b) pentru silicizare se poate folosi şi denumirea de metalizareprin difuzie cu siliciu; c) pentru aluminizare se poate folosi şi denumirea demetalizare prin difuzie cu aluminiu; d) pentru borurare se poate folosi şidenumirea de cementare cu bor?

T.6.32. Care din următoarele afirmaţii privind realizarea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) nitrurarea se efectuează în cuptoare etanşe, înatmosferă de amoniac; b) carbonitrurarea se efectuează în cuptoare etanşe, într-unamestec de metan şi amoniac; d) silicizarea se efectuează în cuptoare etanşe, înatmosferă de gaz inert; d) zincarea se efectuează în cuptoare etanşe, în atmosferăde vapori de zirconiu?

T.6.33. Care din următoarele afirmaţii privind realizarea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) cromizarea pieselor din oţeluri hipoeutectoide saufonte cenuşii se efectuează, de obicei, în băi de aluminiu topit, saturat în fier, lati = 680 … 750 oC; b) silicizarea pieselor din oţeluri se face, în mod obişnuit,într-un amestec pulverulent alcătuit din ferosiliciu, oxid de aluminiu şi clorură deamoniu, la ti = 950 … 1000 oC; c) titanizarea pieselor din oţeluri se realizează într-o topitură conţinând 80 % clorură de sodiu şi 20 % oxizi sau pulbere de titan; d)sheradizarea pieselor din oţeluri se realizează într-o baie de aluminiu topit?

T.6.34. Care din următoarele afirmaţii privind realizarea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) cromizarea pieselor din oţeluri sau fonte se face,de obicei, la ti = 1050 …1150 oC, cu piesele împachetate într-un amestecpulverulent, alcătuit din ferocrom, oxid de aluminiu şi clorură de amoniu;b) aluminizarea pieselor din oţeluri hipoeutectoide sau fonte cenuşii se efectuează,de obicei, în băi de aluminiu topit, saturat în fier, la ti = 680 … 750 oC;c) borizarea pieselor din oţeluri se face, în mod obişnuit, la ti = 930 … 950 oC,într-o baie de plumb topit; d) cianurarea sculelor din oţeluri aliate se efectuează lati = 550 … 600 oC, într-un mediu lichid, conţinând cianuri de sodiu şi potasiu?


299

Aplicaţii

A.6.1. Carcasa unei maşini este realizată din mai multe piese,confecţionate din tablă de oţel cu conţinut scăzut de carbon (%Cm < 0,2%),îmbinate prin sudare. Ştiind că gradul de relaxare a tensiunilor reziduale dinîmbinările sudate asigurat prin aplicarea recoacerii de detensionare, este dat de orelaţie de forma GR = aD PD + bD , în care constantele aD şi bD au valorileaD = 0,01585 şi bD = − 213, iar PD este parametrul de caracterizare globală aregimului TT de recoacere de detensionare, definit de o relaţie asemănătoarerelaţiei (6.2): PD = Ti[20 + lg(τm)], să se stabilească: a) gradul de relaxare atensiunilor reziduale din carcasa sudată, după aplicarea unei recoaceri dedetensionare cu regimul ti = 500 oC, vi = 30 oC/oră, τm = 2 ore, vr = 20 oC/oră;b) regimurile de detensionare care asigură un grad de detensionare GR = 80%.Rezolvare

a) Regimul TT de recoacere de detensionare aplicat corespunde unei valoriPD = (500 + 273)(20 + lg2) = 15693. Această valoare a PD asigură un grad dedetensionare a carcasei sudate GR = 0,010585∙15693 - 213 = 36 %; ţinând seamade modul de definire a GR (v. scap. 6.2.3), rezultă că aplicarea recoacerii dedetensionare cu regimul precizat în enunţul aplicaţiei conduce la reducereatensiunilor reziduale din carcasa sudată la nivelul σrd = 0,64σrez.

b) Pentru realizarea unui GR = 80 %, este necesar ca TT de recoacere dedetensionare să se efecueze cu un set de parametri (ti,τm) care să asigure

1848601585,0

21380 === +−

D

DD a

bGRP . Utilizând relaţia de definiţie dată pentru

parametrul PD şi considerând intervalul de valori recomandat pentru ti (v. scap. 6.2.3)rezultă că TT de recoacere de detensionare care asigură GR = 80% (reducereatensiunilor reziduale din carcasa sudată la nivelul σrd = 0,2σrez.) trebuie să fierealizate cu parametrii precizaţi în tabelul 6.3.

Tabelul 6.3. Regimurile de detensionare (ti,τm) care asigură GR = 80 %

ti, oC 500 525 550 575 600 625 650τm, ore 8215 1464 290 63 15 3,9 1,1

Analizând valorile parametrilor de regim (ti,τm) din tabelul 6.3, se constatăcă pentru temperaturi ti ≤ 575 oC duratele τm trebuie să fie foarte mari; ca urmare,regimurile raţionale de detensionare (care asigură GR = 80 % şi se pot realiza încondiţiile unei bune productivităţi a operaţiei de TT) sunt cele cu ti ≥ 575 oC.

A.6.2. Corpul unui echipament petrolier (prevenitor de erupţie) cu peretefoarte gros este realizat prin turnare, dintr-un oţel având următoarea compozitţie


300

chimică: %Cm = 0,35 %; %Mnm = 0,70 %; %Sim = 0,30 %; %Crm = 1,5 %;%Nim = 1,0 %; %Mom = 0,25 %. Să se construiască diagrama TT care asigurăomogenizarea chimică şi finisarea granulaţiei structurii de turnare a acestei piese.

RezolvareConform indicaţiilor din scap. 6.2.1, pentru diminuarea neomogenităţilor

chimice ale structurii dendritice primare a corpului turnat se recomandă aplicareaunei recoaceri de omogenizare, cu parametrii de regim ti = 950 .. 1150 oC,vi = 30 … 50 oC/oră, τm = 5 … 40 ore şi vr = 30 … 50 oC/oră (răcire lentă odată cucuptorul). Având în vedere că recoacerea de omogenizare trebuie să asigurediminuarea prin difuzie nu numai a a segregaţiilor dendritice ale carbonului ci şi asegregaţiilor celorlalte elemente de aliere (cu raze atomice mai mari decât acarbonului), se adoptă un regim al recoacerii de omogenizare cu ti = 100 … 1100 oC,

vi = 30 … 50 oC/oră (ivit

i =τ ),τm = 25 … 30 ore şi răcirea lentă odată cu cuptorul.

Pentru finisarea granulaţiei corpului turnat din oţel se recomandă ca, dupărecoacerea de omogenizare, să se aplice un TT de recoacere completă saunormalizare. Dacă se adoptă soluţia aplicării unei normalizări, aşa cum s-aprecizat în scap 6.3.5, parametrii de regim se aleg astfel: ti = A3 + 30 … 50 oC,vi = 30 … 50 oC/oră, τm = 5 … 10 min şi răcirea în aer.

Diagrama TT recomandat pentru corpul turnat este prezentată în figura 6.24.

Fig. 6.24 Diagrama TT de RO + N aplicat unei piese turnate din oţelObservaţiePentru stabilirea parametrilor de regim ai TT care se aplică pieselor


301

realizate din oţeluri hipoeutectoide se pot utiliza următoarele relaţii (stabilite princercetări experimentale) pentru determinarea temperaturilor caracteristice (în oC):

A3 = 910 − 180 mC% −14%Mnm + 45%Sim + 15,2%Nim + 1,7%Crm + 104%Vm + 31,5%Mom (6.4)A1 = 727 −14%Mnm + 22%Sim − 15%Nim + 22%Crm (6.5)Ms = 520 − 320%Cm − 45Mnm − 30 − 20(%Nim + %Mom) −

5(%Cum + %Sim) (6.6)Folosind aceste relaţii în cazul aplicaţiei, rezultă (pentru oţelul din care s-a

realizat corpul turnat) valorile A3 = 845 oC; A1 = 742 oC (care se pot utliza laconstruirea diagramei din figura 6.24) şi Ms = 321 oC.

A.6.3. Pe o epruvetă prelevată dintr-un semifabricat din oţel, avândcompoziţia chimică: %Cm = 0,34%; %Sim = 0,3%; %Mnm = 0,8%; %Crm = 1,0 %;%Mom = 0,20% şi o structură cu indicele convenţional al granulaţiei G = 7, s-aefecuat încercarea pentru determinarea călibilităţii prin metoda răcirii frontale şi s-au obţinut rezultatele prezentate în tabelul 6.4.

Tabelul 6.4. Rezultatele determinării călibilităţii pe o epruvetă din oţelDistanţa de la

capătul răcit l, mm 1,5 3 5 7 9 11 13 15 20

HRC 53 52,5 52 51 49,5 48 46 44,5 39Distanţa de la

capătul răcit l, mm 25 30 35 40 45 50 55 60 65

HRC 36 34 32,5 31 30 29 28 28 28a) Să se construiască curba de călibilitate a oţelului din care este

confecţionat semifabricatul şi să se stabilească caracteristicile principale decălibilitate ale acestuia.

b) Ştiind că banda de călibilitate a mărcii de oţel din care s-a realizatsemifabricatul este cea reprezentată în figura 6.25, să se analizeze dacă curba decălibilitate determinată experimental pentru şarja de oţel din care s-a realizatsemifabricatul se înscrie în această bandă şi dacă oţelul asigură un indice decălibilitate J 20/30 − 35.

Rezolvarea) Utilizând relaţia (6.4), se obţine că valoarea punctului critic A3 al

oţelului pentru care s-a efecuat încercarea de determinare a călibilităţii esteA3 = 825 oC şi, ca urmare, temperatura de încălzire a epruvetei în vedereaaustenitizării (înainte de călirea frontală) a fost ti = A3 + 30…50 oC = 855…875 oC.

Rezultatele obţinute prin măsurarea durităţilor la diferite distanţe de lacapătul epruvetei răcite frontal, prezentate în tabelul 6.4, se pot reprezenta cuuşurinţă sub forma curbei de călibilitate din figura 6.26.

b) Analizând poziţia curbei de călibilitate determinată experimental


302

(v. fig. 6.26), se constată că aceasta se încadrează în banda de călibilitate şise asigură indicele J 20/30 – 35, deoarece, pentru l ∈ [20 mm, 30 mm],HC ∈ [34 HRC, 39 HRC] şi 35 HRC ∈ [34 HRC, 39 HRC] .

Fig. 6.25. Banda de călibilitate a mărcii de oţel din aplicaţia 6.3

ObservaţieDatele necesare construirii curbelor de călibilitate ale diverselor şarje realizate

dintr-o marcă de oţel se pot estima, în funcţie de compoziţia chimică a acestora,utilizând metoda recomandată de standardul american SAE J406/1990. Etapele carese parcurg sunt următoarele:

• se calculează diametrul critic ideal Dc (diametrul unei bare din oţelulanalizat care se căleşte pătruns, în miezul acesteia rezultând o structurăsemimartensitică) cu relaţia:

∏=

=m

iixc kD

1 , (6.7)

xi, i = 1 … m, fiind componentele oţelului, iar factorii ixk putând fi determinaţi cu relaţiile:kC = 12,7%Cm; kSi = 1 + 0,7%Sim; kMn = 0,769 + 3,647%Mnm ; kCr = 1 + 2,160%Crm ;kNi = 1 + 0,364%Nim ; kMo = 1 + 3%Mom ; kCu = 1,003 + 0,355%Cum;kV = 0,999 + 1,742%Vm; pentru şarja analizată se obţine: kC = 4,318; kSi = 1,21;kMn = 3,686; kCr = 3,160; kMo = 1,60;

• se determină duritatea structurii martensitice HM corespunzătoare durităţiimăsurate pe o epruvetă de călire frontală la o distanţă lo = 1/16 in ≅ 1,5 mm, cu


303

relaţia:HM = 35,395 + 6,990%Cm + 312,330%Cm

2 − 821,744%Cm3 +

1015,479%Cm4 − 538,346%Cm

5 ( 6.8)şi duritatea structurii semimartensitice HSM, cu relaţia:

HSM = 22,974 + 6,214%Cm + 356,364%Cm2 − 1091,488%Cm

3 + 1464,880%Cm

4 − 750,441%Cm5 ( 6.9)

• se determină duritatea HC la distanţa l de la capătul călit al epruvetei,cu relaţia:

red

MC k

HH = , (6.10)

unde kred este coeficientul de reducere a durităţii HM în funcţie de diametrul Dc şide distanţa lc de la capătul călit; principalele valori ale coeficientului kred, pentrudomeniul uzual al diametrelor critice ideale Dc, sunt prezentate în tabelul 6.5.

Tabelul 6.5. Valorile factorului kred din relaţia de determinare a durităţii la diferitedistanţe de la capătul călit frontal al epruvetelor de călibilitate

Factorul de reducere a durităţii kred, la distanţa l, în mmDiametrulcritic ideal

Dc, mm 3 6 12 18 24 33 45

25 1,13 2,01 2,85 3,41 3,41 3,41 3,4130 1,09 1,76 2,65 3,14 3,14 3,14 3,1440 1,04 1,43 2,25 2,67 2,93 3,29 3,2950 1,01 1,25 1,92 2,30 2,54 2,81 3,1660 1,00 1,16 1,67 2,02 2,23 2,47 2,7670 1,00 1,10 1,49 1,79 1,99 2,22 2,4780 1,00 1,06 1,35 1,61 1,84 2.01 2,2390 1,00 1,04 1,25 1,47 1,65 1,84 2,01100 1,00 1,02 1,18 1,36 1,52 1,70 1,91120 1,00 1,00 1,08 1,20 1,33 1,43 1,62140 1,00 1,00 1,01 1,10 1,19 1,24 1,39160 1,00 1,00 1,00 1,03 1,09 1,13 1,26Aplicând metodologia prezentată, pentru marca de oţel care are limitele

compoziţiei chimice prezentate în figura 6.25 şi şarja analizată (care se încadreazăîn această marcă), se obţin rezultatele prezentate în tabelul 6.6, cu ajutorul căroras-au trasat curbele limită ale benzii de călibilitate a mărcii de oţel şi curba decălibilitate a şarjei; figura 6.26, în care sunt reprezentate atât curbele construite


304

prin metoda analitică, cât şi cele obţinute experimental la determinările privindcălibilitatea oţelului, evidenţiază o bună concordanţă a rezultatelor ce se obţinprin aceste două procedee de apreciere a călibilităţii.

Tabelul 6.6. Rezultatele determinărilor analitice pentru marca de oţel şi şarja analizată

Duritatea HC, la distanţa l, mmCompoziţiachimică

HM,HRC

Dc,mm 3 6 12 18 24 33 45

limita min.a mărcii 50,3 54 50 41,7 27,6 23,0 20,9 18,8 16,8 şarja 52,7 97 52,7 51,7 43,9 37,9 33,8 30,3 27,2

limita max.a mărcii 53,8 146 53,8 53,8 53,3 49,3 46,4 44,5 39,8

Fig. 6.26. Comparaţie între curbele de călibilitate construite experimental şi determinate analitic pentru un oţel

Relaţiile aferente metodei recomandate de standardul SAE J406/1990permit şi determinarea vitezei de răcire critice a unui oţel (la care se cunoaştecompoziţia chimică), prin aplicarea următoarei proceduri:

• se determină cu ajutorul relaţiei (6.7) diametrul Dc;• se estimează cu ajutorul relaţiilor (6.8) şi (6.9) durităţile HM şi HSM;

• se determină cu (6.10) valoarea SM

Mred H

Hk =* , corespunzătoare distanţei

lSM, de la capătul răcit frontal şi până în zona cu structură semimartensitică aepruvetelor de călibilitate realizate din şarja de oţel analizată;

• prin interpolare în tabelul 6.5, se determină distanţa lSM;• se determină mărimea vitezei vrc (în oC/s) în funcţie de lSM (în mm),

folosind relaţia:

SMlrc ev

1,5

1,19= ; (6.11)


305

evident, cunoscând vrc se poate alege mediul de răcire (viteza de răcire vr) pentrucălirea martensitică a pieselor confecţionate din oţelul analizat, aplicând criteriulvr > vrc.

De exemplu, aplicând această procedură în cazul şarjei de oţel cucompoziţia precizată în enunţul aplicaţiei, rezultă: Dc = 97 mm; HM = 52,7 HRC;HSM = 39,5 HRC; *

redk = 1,33; lSM = 16,1 mm şi vrc = 68 oC/sA.6.4. Tehnologia de fabricare a unui arbore din oţel carbon cu

%Cm = 0,45 % prevede aplicarea îmbunătăţirii ca TT final şi asigurarea uneistructuri cu duritatea 26 ... 28 HRC. Stiind că duritatea (în unităţi HRC)care se obţine prin revenirea oţelului carbon cu %Cm = 0,45 % se poateestima cu relaţia Hr = arPHJ + br, în care ar = − 0,0045 şi br = 97, să sestabilească principalii parametrii de regim ai TT de îmbunătăţire prevăzutpentru acest arbore.

RezolvareAşa cum s-a arătat în scap. 6.5, TT de îmbunătăţire este alcătuit dintr-o

călire martensitică urmată de o revenire înaltă.Deoarece materialul din care este confecţionat arborele este un oţel carbon

hipoeutectoid (%Cm = 0,45 %), călirea martensitică trebuie realizată cu următorulregim (v. scap. 6.4.1): ti = A3 + 30 ... 50 oC, vi < vad, τm = 5 ... 10 min şi răcirea înapă. Temperatura corespunzătoare punctului critic A3, determinată cu relaţia (6.4),este A3 ≅ 800 oC, iar duritatea structurii martensitice care rezultă prin călire,estimată cu relaţia (6.8), este HM ≅ 59 HRC.

Revenirea înaltă, care se aplică după călirea martensitică a arborelui dinoţel, trebuie să asigure o structură alcătuită din sorbită de revenire, cu duritateaHr = 26 ... 28 HRC (sau Hr = 27 ± 1 HRC). Considerând valoarea medie aintervalului în care trebuie să se încadreze duritatea (Hr = 27 HRC) şi folosindrelaţia dată în enunţul aplicaţiei, rezultă că regimul de revenire care asigurăstructura cu această valoare a durităţii este caracterizat global de un nivel

155560045,09727 === −

−−ra

rbrHHJP . Utilizând relaţia (6.2), care defineşte parametrul

PHJ şi considerând indicaţiile date în scap. 6.5, privind alegerea temperaturii deîncălzire la revenirea înaltă, rezultă regimurile izosclere de revenire (cu niveluldurităţii Hr = 27 HRC) redate în tabelul 6.7.

Tabelul 6.7. Parametrii regimurilor de revenire înaltă, care asigurăstructuri cu duritatea 27 HRC la piesele din oţeluri cu %Cm = 0,45 %

Temperatura deîncălzire la

revenire ti, oC525 550 575 600 625 650

Duratamenţinerii la

revenire τm, ore31,2 8,0 2,2 0,66 0,21 0,07


306

Analizând datele din tabelul 6.7, se poate constata că regimul raţional derevenire (care conduce la structura cu duritatea Hr = 27 HRC şi asigură o bunăproductivitate a operaţiei de TT) are parametrii: ti = 600 oC şi τm = 0,66 ore(τm ≅ 40 min). Deoarece etapa de răcire a TT de revenire nu influenţează calitateapieselor din oţeluri carbon supuse acestui tratament se alege ca mediu de răcire larevenire aerul.

Diagrama TT de îmbunătăţire (călire martensitică + revenire înaltă) care seaplică arborelui din oţel este cea prezentată în figura 6.21, cu parametrii de regimstabiliţi anterior.

A.6.5. O piesă din oţel carbon cu %Cm = 0,1 % este supusă tratamentuluitermochimic de carburare în mediu gazos, grosimea prescrisă a stratului carburatfiind x = 3 mm. Să se stabilească durata ciclului de carburare la temperaturati = 930 oC.

RezolvareUtilizând relaţia (6.3), rezultă că durata de menţinere a piesei la

temperatura ti = 930 oC pentru obţinerea unui strat carburat cu grosimea x = 3 mm

este: 222

2

2

2

64,0

3 ≅==c

mK

xτ ore.

ObservaţieRelaţia (6.3) a fost stabilită experimental, considerând că procesul de

carburare la temperatura ti se realizează astfel încât la suprafaţa piesei supusetratamentului se realizează saturarea în carbon a austenitei, iar stratul carburat (cugrosimea x) se întinde de la suprafaţa piesei şi până în zona în care se realizează oconcentraţie de carbon %Cm(x,τm) = %Cm + 0,07 %; principalele valori alecoeficientului Kc sunt redate în tabelul 6.8.

Tabelul 6.8. Valorile coeficientului Kc din relaţia de calcul al duratei de carburareTemperatura decarburare ti, oC

870 900 930

Kc 0,45 0,54 0,64Rezultatele obţinute aplicând relaţia (6.3) se pot verifica şi valida, dacă se

apelează la soluţiile ecuaţiilor diferenţiale ce descriu procesul de difuzie acarbonului, care permit determinarea distribuţiei concentraţiei de carbon în stratulsuperficial al pieselor supuse carburării şi luarea unor decizii mai binefundamentate teoretic privind conducerea tratamentului termochimic de carburare.Una din aceste soluţii are forma generală:

),(erf20 ms

s

D

xcc

cc

τ=

−

− (6.12)

în care c = %Cm(x,τm) este concentraţia carbonului la distanţa x de la suprafaţa


307

piesei din oţel supuse carburării o durată τm, c0 = %Cm – concentraţia carbonuluiîn miezul piesei carburate, egală cu concentraţia masică de carbon a oţelului supuscarburării, cs = %Cm(0,0) = %Cm(0,τm) – concentraţia carbonului la suprafaţapiesei în cursul carburării, D – coeficientul de difuzie a carbonului în austenită la

temperatura ti, iar erf(z = )2 mD

x

τ − funcţia erorilor (Gauss), cu expresia analitică:

∫ −=z

y dyez0

22)(erfπ

(6.13)

şi având valorile precizate în tabelul 6.9.Această soluţie se poate utiliza pentru a determina distribuţia concentraţiei

carbonului în stratul superficial al piesei carburate la ti = 930 oC, o duratăτm = 22 ore; în acest scop se parcurg următoarele etape: Tabelul 6.9. Principalele valori ale funcţiei erf(z)

z erf(z) z erf(z) z erf(z) z erf(z)0 0 0,40 0,4284 0,85 0,7707 1,6 0,9763

0,025 0,0282 0,45 0,4755 0,90 0,7970 1,7 0,98380,05 0,0564 0,50 0,5205 0,95 0,8209 1,8 0,98910,10 0,1125 0,55 0,5633 1,0 0,8427 1,9 0,99280,15 0,1680 0,60 0,6039 1,1 0,8802 2,0 0,99530,20 0,2227 0,65 0,6420 1,2 0,9103 2,2 0,99810,25 0,2763 0,70 0,6778 1,3 0,9340 2,4 0,99930,30 0,3286 0,75 0,7112 1,4 0,9523 2,6 0,99980,35 0,3794 0,80 0,7421 1,5 0,9661 2,8 0,9999

• se determină valoarea coeficientului de difuzie a carbonului înaustenită la temperatura ti = 930 oC (Ti = 1103 K); folosind datele precizate în

aplicaţia A.1.32, rezultă: 111203314,8

3101136

0 1074,1104,1 −⋅

−⋅−−

−⋅=⋅== eeDD iRT

aE

m2/s;

• se calculează valorile argumentului mD

xzτ2

= , pentru D = 1,74⋅10-11 m2/s,

τm = 22 ore = 79200 s (stabilite anterior) şi diferite valori ale distanţei de lasuprafaţa piesei carburate x (în m); pentru valorile lui z astfel calculate se extragdin tabelul 6.9 valorile corespunzătoare funcţiei erf(z);

• se stabileşte nivelul concentraţiei cs = %Cm(0,τm) asigurate în timpulcarburării şi se calculează valorile concentraţiei masice a carbonului la distanţele xconsiderate în etapa anterioară c = %Cm(x,τm), particularizând soluţia analitică(6.12), iar cu datele obţinute se trasează curba de distribuţie a concentraţiei


308

carbonului în stratul carburat al piesei; cs se poate alege la nivelul cs = 0,85 %(valoarea medie a intervalului recomandat în scap. 6.6.2) sau la nivelulconcentraţiei de saturare în carbon a austenitei cs = csat , csat având valorile(corespunzătoare abscisei punctului de intersecţie dintre izoterma ti şi linia ES adiagramei de echilibru metastabil Fe – Fe3C) date în tabelul 6.10.

Tabelul 6.10. Concentraţiile de saturare în carbon a austenitei la diferite temperaturi ti

ti, oC 900 910 920 930 940 950csat, % 1,28 1,30 1,32 1,35 1,37 1,40

Rezultatele obţinute utilizând această procedură în condiţiile anterior precizate(corespunzătoare aplicaţiei) sunt redate în tabelul 6.11, iar curbele de distribuţie aconcentraţiei carbonului în stratul carburat al piesei sunt prezentate în figura 6.27.

Tabelul 6.11. Distribuţia concentraţiei carbonului în stratul unei piese din oţelcarbon cu %Cm = 0,1 %, carburat la ti = 930 oC, o durată τm = 22 ore

x, mm 0 0,352 0,704 1,174 1,643 2,113 2,583 2,817 3,052

z 0 0,15 0,30 0,50 0,70 0,90 1,10 1,20 1,30

erf(z) 0 0,1680 0,3286 0,5205 0,6778 0,7970 0,8802 0,9103 0,9340

c, %pentru

cs = 0,85%0,850 0,724 0,604 0,460 0,342 0,252 0,190 0,167 0,150

c, % pentru

cs =1,35%1,350 1,140 0,940 0,700 0,503 0,354 0,250 0,212 0,182

Fig. 6.27. Curbele de distribuţie a concentraţiei carbonului în stratul unei piese din oţel carbon cu %Cm = 0,1 %, carburat la ti = 930 oC, o durată τm = 22 ore


309

Rezultatele sintetizate în tabelul 6.11 şi figura 6.27 conduc la următoareleconcluzii:

• relaţia (6.3) permite determinarea cu o bună precizie a duratei decarburare necesare obţinerii unui strat carburat cu o anumită grosime x, având lasuprafaţă o concentraţie masică de carbon la nivelul csat, iar la adâncimea x oconcentraţie masică de carbon la nivelul c0 + 0,07 % ;

• soluţia (6.12) şi procedura de calcul bazată pe utilizarea acesteiapermit obţinerea datelor necesare aprecierii calităţii straturilor carburate carerezultă în diverse condiţii impuse procesului de carburare; astfel:

- se poate stabili distribuţia concentraţiei carbonului în stratul carburat alpieselor din oţel, pentru orice cuplu de parametrii (ti;τm) ai regimului de carburareşi pentru orice condiţii impuse concentraţiei carbonului la suprafaţa pieseicarburate cs;

- se pot proiecta regimurile de carburare economice, la care menţinereapieselor la temperatura de carburare ti are o durată τm = τms + τmd, în etapa iniţială,cu durata τms, asigurându-se în cuptorul de tratament o atmosferă care să permităcarburarea cu saturarea în carbon a suprafeţei piesei, iar în etapa finală, cu durataτmd, relizându-se, în condiţiile existenţei în cuptorul de tratament a unei atmosfereneutre, redistribuirea prin difuzie a carbonului din stratul carburat, cu asigurarea lasuprafaţa piesei a unei concentraţii masice de carbon de 0,8 ... 0,9 % (înconformitate cu recomandarea din scap. 6.6.2).

110

Grila de verificare a testelor de autoevaluare

Capitolul 1

T.1.1. b)T.1.2. c)T.1.3. b); c)T.1.4. c)T.1.5. a)T.1.6. a); c); d)T.1.7. c); d)T.1.8. a); cT.1.9. b); e)T.1.10. a); c)T.1.11. a)T.1.12. b); d); f)T.1.13. a); c); d); e)T.1.14. v. scap 1.4.2.T.1.15. d)T.1.16. v. scap.1.4.2.T.1.17. b); c)T.1.18. v. scap. 1.6.T.1.19. c); d)

Capitolul 2

T2.1. a); c); d)T2.2. a, b şi cT2.3. c)T2.4. 1 - a, c, d; 2- b, eT2.5. a); c); d)T2.6. b); c)T2.7. b)T2.8. b); d)T2.9. a); c)T2.10. c)T2.11. c)T2.12. v. scap. 2.4.T2.13. v. scap. 2.5.1.

Capitolul 3

T.3.1. a)T.3.2. a)

T.3.3. a)T.3.4. c)T.3.5. a); c); d)T.3.6. d)T.3.7. a)T.3.8. a); d)T.3.9. c); d)T.3.10. a)T.3.11. a); d)T.3.12. a); b); c)T.3.13. a); b); c)T.3.14. b)T.3.15. b); c)T.3.16. a); b); c)T.3.17. b); d)T.3.18. c)T.3.19. c)T.3.20. b); c)T.3.21. b); d)T.3.22. b)T.3.23. b)T.3.24. c)T.3.25. a); c); d)

Capitolul 4

T.4.1. c)T.4.2. d)T.4.3. b)T.4.4. b)T.4.5. d)T.4.6. a)T.4.7. c)T.4.8. a); c)T.4.9. b); c); d)T.4.10. a); d)T.4.11. c)T.4.12. d)T.4.13. a)T.4.14. b)T.4.15. a); b); c); d)T.4.16. a)T.4.17. c); d)

T.4.18. b); c)T.4.19. c)T.4.20. d)T.4.21. a)T.4.22. b)T.4.23. d)T.4.24. b); d)T.4.25. d)T.4.26. b)T.4.27. b)T.4.28. d)T.4.29 a); c)T.4.30. b)T.4.31. c)T.4.32. a); c); d)T.4.33. b); c)T.4.34. a); b)T.4.35. a); c); d)T.4.36. a); b); c); d)T.4.37. a); b); d)T.4.38. c); d)T.4.39. b); f)T.4.40. v. cap. 4

Capitolul 5

T.5.1. a); b); c); d)T.5.2. a); d)T.5.3. c)T.5.4. d)T.5.5. c); d)T.5.6. c)T.5.7. c); d)T.5.8. a); c); d)T.5.9. a); b)T.5.10. a); b); c); d)T.5.11. c)T.5.12. a); c); d);T.5.13. b)T.5. 14. a)T.5.15. b)T.5.16. a); c)T.5.17. a); b); c)

T.5.18. b); c)T.5.19. d)T.5.20. d)

Capitolul 6

T.6.1. a); b); c)T.6.2. b); d)T.6.3. b); c); d)T.6.4. c0T.6.5. b)T.6.6. c)T.6.7. b);T.6.8. a)T.6. 9. d)T.6.10. d)T.6.11. d)T.6.12. c)T.6.13. a); b); c)T.6.14. d)T.6.15. d)T.6.16. b)T.6.17. c)T.6.18. d)T.6.19. a)T.6.20. d)T.6.21. a)T.6.22. a); c); d)T.6.23. b); c)T.6.24. c)T.6.25. a)T.6.26. a); d)T.6.27. b)T.6.28. a); b); d)T.6.29. a); c)T.6.30. a); c)T.6.31. a); b); c); d)T.6.32. a); b)T.6.33. b)T.6.34. a); b); d)

311

INDEX

Aadsorbţie, 282afînare, 185aliaj, 47alotropie (polimorfism), 30aluminizare, 291alungire procentuală după rupere, 118austenită reziduală, 236austenită, 172austenitizare, 227, 230axe dendritice, 25

Bbainită inferioară, 237bainită superioară, 237bainită, 237banda de călibilitate, 274benzi de alunecare, 112borizare (borurare), 292

Ccăldură latentă de solidificare, 24călibilitate, 272călire CIF, 278călire completă, 269călire în două medii (întreruptă), 276călire în trepte (martempering), 276călire incompletă, 269călire izotermă bainitică, 277călire într-un singur mediu, 275călire martensitică, 241, 268călire sub 0 oC, 277călire superficială, 272capacitate de călire, 272capacitate de deformare elastică, 118

capacitate de deformare plastică, 118caracteristici mecanice, 109carbonitrurare, 290, 291carburare, 283celulă elementară, 6cementare, 283cementită primară, 176cementită secundară, 176cementită terţiară, 177cementită, 171cianurare, 290ciclu de solicitare, 133ciocan - pendul Charpy, 126circuit /vector Bürgers, 27coeficient de compactitate, 12coeficient de concentrare a tensiunilor, 124coeficient de difuzie, 33coeficient de gâtuire (stricţiune), 118colonie perlitică, 233componentele aliajelor, principal (de bază), de aliere, 47compus chimic/intermetalic, cu topire congruentă, cu topire incongruentă, 52compus cu compoziţie variabilă/fază bertholidă, 52compus definit/fază daltonidă, 52compus electrochimic, 52compus electronic, 53compus geometric, 52concentraţie, masică, atomică, electronică, 47concentrator de tensiuni, 123constituent structural, monofazic, multifazic, 53cristal initial de austenită, 228cristal real de austenită, 228cristalizare primară, 19cristalizare secundară (recristalizare), 31cristal dendritic, 24criteriu de durabilitate limitată, 135criteriu de limitare a tensiunilor, 135cromizare, 292curbă caracteristică convenţională la tracţiune, 116

312

curbă de călibilitate, 273curbă de durabilitate la oboseală, 134curbă de fluaj, 130curbă de răcire, 20

Ddeformare plastică la cald, 122deformare plastică la rece, 122deformare plastică prin alunecare, 111deformaţii, liniare, unghiulare, 108densitate de dislocaţii, 27deplasare dislocaţii, 28dezoxidare, 185diagramă de echilibru, 55diagramă de recristalizare, 120diagramă de transformare izotermă a austenitei(diagramă TTT), 238diagramă de transformare termocinetică aaustenitei, 240diagramă de tratament, 257diagrama încercării la tracţiune, 116diagramă pseudobinară, 79diagramă strucutrală a fontelor, 196diagramă TTT la încălzire, 227diagramă structurală (Tammann), de faze, de constituenţi, 60difuzie, 32direcţie cristalografică, 14direcţii de alunecare, 112disociere, 282duritate, 136duritate Brinell, 136duritate Rockwell, 139duritate Vickers, 137

Eecruisare, 113elasticitate, 109elemente însoţitoare, 186energie de activare, 18, 23, 33energie de rupere, 127energie liberă, 17epruvete, 115

ereditate granulară, 228eutectic, 53, 63eutectic cu grafit, 193eutectoid, 54, 78eutectoid cu grafit, 194

Ffază, 48fază secundară, 65ferită, 172fluaj, 130fluctuaţie de energie, 20fondant, 185fontă albă, hipoeutectică,eutectică, hipereutectică, 175fontă cenuşie, 195fontă maleabilă cu miez negru, 199fontă maleabilă cu miez alb, 202fontă maleabilă, 197fontă modificată, 202fontă nodulară, 203fontă pestriţă, 196forţe interioare (eforturi), 107fragilitate la albastru, 188fragilitate la cald, 186fragilitate la rece, 187fulgi, 189

Ggermen cristalin, 21germinare, omogenă, eterogenă, 20grad de deformare, 120grad critic de deformare, 121grad de solicitare, 137grafit (carbon liber), 172grafit lamelar, 194grăunte cristalin, 25

Iimperfecţiuni de structură cristalină, 25imperfecţiuni de suprafaţă, 29

313

imperfecţiuni liniare/dislocaţii, 26imperfecţiuni punctiforme, 25impurităţi, 186incluziuni nemetalice, 190indice de călibilitate, 274indicele mărimii grăuntelui, 229indici Miller/Miller-Bravais, 15

Îîmbunătăţire, 282încărcări mecanice (forţe exterioare), 107încercarea la încovoiere prin şoc, 126încercarea la tracţiune, 114încercări mecanice, 108

Lledeburită transformată, 175, 177ledeburită, 174legătură metalică, 5legea fazelor (Gibbs), 54legea lui Fick, 32legea lui Hooke, 109legea lui Kurnakov, 142limită de alungire remanentă, 117limită de curgere, aparentă, convenţională, 117limită de extensie convenţională, 117limită tehnică de fluaj, 132linia lichidus, 56linia solidus, 56linia solvus, 64linii de alunecare, 112linii de transformare fazică, 55

Mmaleabilizare în mediu neutru, 198maleabilizare în mediu oxidant, 202maretensită de revenire, 242martensită de călire, 241mecanismele difuziei, 32mediu real de răcire, 270metal, 5metalizare prin difuzie, 283

metoda răcirii (călirii) frontale, 273modificator, 202modul de elasticitate, longitudinală, transversală, 110

Nnitrurare, 289, 290nitrurare ionică (în plasmă), 290nor electronic, 5normalizare, 267număr de coordinaţie, 11

Ooboseală, 133orbital atomic, 5oţel carbon, hipoeutectoid, eutectoid, hipereutectoid, 175oţel pentru cementare, 284

Pparametrii reţelei spaţiale, 6parametrul lui Hollomon-Jaffe, 281parametri de stare, 17patentare, 266perlită lamelară, 233perlită, 175plan cristalografic, 15plan de alunecare, 112platicitate, 111poligonizare, 119proprietăţi mecanice, 108punct martensitic inferior, 236punct martensitic superior, 234punctaj, 190

Rrecoacere completă, 263recoacere cu schimbare de fază, 258recoacere de detensionare, 261recoacere de globulizare, 264

314

recoacere de grafitizare, 267recoacere de maleabilizare, 198recoacere de omogenizare, 259recoacere de recristalizare nefazică, 259recoacere incompletă, 264recoacere izotermă, 266recristalizare primară, 119recristalizare secundară, 121regimuri izosclere de revenire, 281regula izotermei, 56restaurare, 119reţea spaţială, 6reţele Bravais, 10revenire, 241, 258, 280rezilienţă, 127rezistenţă la oboseală, 134rezistenţă la rupere prin clivaj, 110rezistenţă la tracţiune (la rupere), 117rezistenţă tehnică de durată, 132rezistenţă teoretică, 110rupere prin fluaj, 130rupere prin oboseală, 133rupere, ductilă, fragilă, 122

Ssegregare, 186segregaţia dendritică, 59silicizare, 292sistem de aliaje, 47sistem de alunecare, 112solicitare variabilă, 133, 134solubilitate, totală, parţială, 49solut, 49soluţie solidă omogenă, 59soluţie solidă, de substituţie, interstiţială, 49solvent, 49sorbită de revenire, 242sorbită, 233stare de tensiuni mecanice, 107stări de echilibru, 18structura atomică a metalelor, 5structură cristalină, 6structură fibroasă, 114

structură în benzi, 187structură policristalină, 25subrăcire pentru solidificare, 19suprafaţă lichidus, 80suprafaţă solidus, 80surse de dislocaţii, 29

Ttemperatură de maxim cinetic, 239temperatură de recristalizare primară, 120temperatură de solidificare, 19temperatură de tranziţie ductil - fragil, 128tensiune mecanică, normală, tangenţială, 108tensiuni reziduale, 275textură de deformare, 114timp de incubaţie, 237titanizare, 293transformare bainitică, 237transformare eutectică, 53, 63transformare eutectoidă, 54, 77transformare martensitică, 233transformare peritectică, 69transformare perlitică, 232transformare alotropică, 30tratament termic, 257tratament termochimic, 258tratament termomecanic, 266triunghiul concentraţiilor, 78troostită, 233

Vvarianţă, 54verticala aliajului, 55, 79viteză de fluaj, 130viteză de încălzire, 257viteză de răcire critică, 239viteză de răcire, 258

Zzgură, 185zincare (sherardizare), 293

315

ELEMENTS OF MATERIALS SCIENCEAND ENGINEERING

The book Elements of Materials Science and Engineering presents thestructure and properties of materials used for technical applications, it points outthe correlation between their chemical composition, structure and properties andemphasises the structural and property changes due to various processingtechnologies. Its main purpose is to understand the principles, rules andmechanisms for obtaining materials compliant with the structural specifications ofeach particular application.

This book is meant to provide the students that read Oil-Field Equipment,Petrochemical and Refinery Equipment and Equipment for Gas and PetroleumTransportation and Storage at the Faculty of Mechanical and ElectricalEngineering of the Petroleum-Gas University of Ploiesti with a useful andeffective tool for individual study. However, this book can prove useful for otherstudents, as well as technicians and engineers who wish to enhance or update theirmaterial science knowledge.

Since the main applications analysed belong to the field of oil equipment,the metallic materials (metals and alloys) are and will be used more frequently,therefore the discussion of these materials is more comprehensive. However, thepaper also deals with other types of materials for technical applications: glassesand ceramic materials, polymeric materials (plastomers and elastomers), sinteringmaterials and fibre-reinforced composites.

The work consists of two volumes. The first volume includes thefollowing chapters: Metals – general concepts; Alloys – general concepts;Mechanical properties of metallic materials; Iron-carbon alloys; Phasetransformations of solid steels and cast irons; Heat treatment of steels and castirons. The second volume includes the chapters: Alloyed steels and cast irons;Types of commercial steels and cast irons; Structure and properties of non-ferrous alloys, Structure and properties of glasses and ceramic materials,Structure and properties of polymeric materials, Structure and properties ofsintering materials, Structure and properties of composites, Choosing theappropriate material for an application.

To enhance the utility of the book, each chapter includes exercises andself-assessment tests, in order to allow the reader to estimate the knowledgeacquired and their level of competence (the ability to use knowledgeindependently and correctly to solve practical problems).

“Elemente de stiinţa şi ingineria materialelor”este realizată în cadrul grant-ului C.N.F.I.S. 39691,

“Model de software integrat de tip multimedia pentru învăţare interactivă generat la Universitatea Petrol – Gaze din Ploiesti”

Lucrarea este elaborată de prof. dr.ing. Gheorghe Zecheru şi conf.dr.ing. Gheorghe Drăghicide la catedra Tehnologia Construcţiei Utilajului Petrolier a

Universităţii PETROL – GAZE din Ploiesti.

Lucrarea este structurată în două volume şi cuprinde informaţiile esenţiale privind structura şiproprietăţile principalelor categorii de materiale folosite în tehnică şi poate constitui un ghid

valoros pentru alegerea raţională a materialelor necesare diferitelor aplicaţii industriale.

Fiecare capitol este prevăzut cu teste de autoevaluare şi aplicaţii, care permit utilizatorilor să-şiautoaprecieze nivelul de pregătire şi nivelul de competenţă în folosirea independentă şi corectă a

cunoştinţelor dobândite la soluţionarea unor probleme concrete.

“Elemente de stiinţa şi ingineria materialelor”se află pe site-ul cu adresa:

www.upg-ploiesti.ro/curs_esim.htm

“Elemente de stiinţa şi ingineria materialelor”este disponibilă pe CD-ROM

ISBN 973-99015-8-1ISBN 973-99015-9-X

studiul materialelor -vol.1

Documents