Ing. Ioan Cătălin MON · de îmbinare prin sudare a fontei cu grafit nodular ausferitică obținută prin tratament termic, ceea ce a condus la aplicarea a trei tehnologii de sudare:

Investeşte în oameni! FONDUL SOCIAL EUROPEAN

Programul Operaţional Sectorial Dezvoltarea Resurselor Umane 2007 – 2013

Axa prioritară 1 „Educaţie şi formare profesională în sprijinul creşterii economice şi dezvoltării societăţii bazate pe cunoaştere”

Domeniul major de intervenţie 1.5. „Programe doctorale şi post-doctorale în sprijinul cercetării”

Titlul proiectului: Burse doctorale si postdoctorale pentru cercetare de excelenta

Numărul de identificare al contractului: POSDRU/159/1.5/S/134378

Beneficiar: Universitatea Transilvania din Braşov

Universitatea Transilvania din Brașov

Școala Doctorală Interdisciplinară

Departament: Ingineria Materialelor și Sudură

Ing. Ioan Cătălin MON

Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI

-Rezumatul tezei de doctorat-

Researches concerning the weldability of

Austempered Ductile Iron

-PhD thesis summary-

Conducător ştiinţific

Prof.dr.ing. Mircea Horia ȚIEREAN

BRAŞOV, 2017

MINISTERUL EDUCAŢIEI NAȚIONALE

UNIVERSITATEA TRANSILVANIA DIN BRAŞOV BRAŞOV, EROILOR NR. 29, 500036, TEL. 0040-268-413000, FAX 0040-268-410525

D-lui (D-nei) ..............................................................................................................

COMPONENŢA

Comisiei de doctorat

Numită prin ordinul Rectorului Universităţii Transilvania din Braşov

Nr. ........ din ....................

PREŞEDINTE: Prof.dr.ing. Dorin Ioan CĂTANĂ

Universitatea „Transilvania” din Brașov

CONDUCĂTOR ŞTIINŢIFIC: Prof.dr.ing. Mircea Horia ȚIEREAN


REFERENŢI:

Prof.dr.ing. Iulian RIPOȘAN

Universitatea “Politehnica” din București

Prof.dr.ing. Corneliu MUNTEANU

Universitatea Tehnicǎ “Gheorghe Asachi” din Iași

Prof.dr.ing. Teodor MACHEDON PISU


Data, ora şi locul susţinerii publice a tezei de doctorat: ......................, ora ....., sala ..........

Eventualele aprecieri sau observaţii asupra conţinutului lucrării vă rugăm să le transmiteţi

în timp util, pe adresa [email protected].

Totodată vă invităm să luaţi parte la şedinţa publică de susţinere a tezei de doctorat.

Vă mulţumim.


Ing. MON Ioan Cătălin 1

CUPRINS

Pag.

teză

Pag.

rezumat

Introducere .............................................................................................................. 3 5

1. Stadiul actual al cunoaşterii privind producerea şi sudarea fontelor ADI.......... 5 7

1.1. Compoziția chimică a fontelor ADI ...................................................... 8 7

1.2. Tratamente termice aplicate fontelor ADI ............................................ 15 10

1.3. Procedee de sudare aplicate fontelor ADI ............................................. 30 12

2. Obiectivele tezei de doctorat………………………………………………….. 39 15

3. Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI folosind procedee

manuale prin fuziune cu material de adaos ........................................................

40

15

3.1. Materiale utilizate ................................................................................. 40 15

3.2. Procedee de sudare utilizate in cadrul testelor experimentale .............. 42 -

3.2.1. Echipamente şi montaje experimentale realizate ............................ 42 -

3.2.2. Sudarea epruvetelor ADI utilizând procedeul de sudare WIG ........ 43 17

3.2.3. Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare MMA ......... 44 18

3.2.4. Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare WIG ........... 46 19

3.3. Controlul radiografic al îmbinărilor sudate pe fontele ADI/DI ............ 47 -

3.4. Controlul distructiv al îmbinărilor sudate pe fontele ADI/DI ............... 49 19

3.4.1. Pregătirea probelor pentru control ................................................... 49 -

3.4.2. Microscopia optică .......................................................................... 50 -

3.4.3. Incercări de duritate ......................................................................... 53 19

3.4.4. Incercarea la tracţiune ...................................................................... 56 21

3.4.5. Incercarea la îndoire ........................................................................ 60 -

3.4.6. Incercarea de încovoiere prin șoc .................................................... 62 -

3.5. Concluzii ............................................................................................... 65 21

4. Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI/ DI utilizând

procedeul de sudare cu fascicul laser fără material de adaos ............................

66

22

4.1. Materiale utilizate ................................................................................. 66 22

4.2. Sudarea epruvetelor ADI/DI utilizând tehnologia de sudare cu

fascicul laser...........................................................................................

67

22

4.3. Analiza microscopică optică ................................................................. 81 26

4.3.1. Echipamente utilizate ...................................................................... 81 -

4.3.2. Pregătirea probelor .......................................................................... 81 -


2 Ing. MON Ioan Cătălin

4.3.3. Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire ............................. 83 26

4.3.4. Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire ................................ 90 28

4.3.5. Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire ........................... 94 29

4.3.6. Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire ............................. 98 31

4.4. Microscopia electronică (SEM) și compoziţia chimică (EDS) ............. 101 32

4.4.1. Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire ............................. 102 -

4.4.2. Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire ................................ 110 -

4.4.3. Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire ........................... 112 -

4.4.4. Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire ............................. 117 -

4.5. Difractometrie ....................................................................................... 123 36

4.6. Incercări de microduritate ..................................................................... 127 38

4.6.1. Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire ............................. 128 -

4.6.2. Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire ................................ 133 -

4.6.3. Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire ........................... 137 -

4.6.4. Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire ............................. 142 -

4.6.5. Concluzii ………………………………………………………… 147 40

4.7. Examinarea cu radiații X a cordoanelor de sudură ............................... 150 -

5. Concluzii finale și contribuții proprii ................................................................ 152 43

6. Perspective de cercetare și diseminarea rezultatelor ......................................... 156 46

Bibliografie ............................................................................................................. 158 47

Rezumat .................................................................................................................. 169 50

Curriculum Vitae ..................................................................................................... 170 51



TABLE OF CONTENTS

Page

thesis

Page

summary

Introduction .............................................................................................................. 3 5

1. The current state of art regarding production and welding of ADI .................... 5 7

1.1. Chemical composition of ADI......... ...................................................... 8 7

1.2. Heat treatments applied to ADI ............................................................. 15 10

1.3. Welding processes applied to the ADI ................................................... 30 12

2. Thesis goals ........................................................................................................ 39 15

3. Experimental research on the weldability of ADI cast iron using manual

procedures by fusion with filler material ............................................................

40

15

3.1. Used materials ........................................................................................ 40 15

3.2. Welding processes used in experimental tests........................................ 42 -

3.2.1. Equipment and experimental montage made ................................... 42 -

3.2.2. Welding of ADI specimens using TIG welding process ................. 43 17

3.2.3. Welding of DI specimens using MMA welding process ................. 44 18

3.2.4. Welding of DI specimens using TIG welding process .................... 46 19

3.3. X-ray examination of the welded joints on the cast iron ADI/DI …….. 47 -

3.4. Destructive control of the welded joints on the cast iron ADI/DI ......... 49 19

3.4.1. Sample preparation for control ......................................................... 49 -

3.4.2. Optical microscopy ........................................................................... 50 -

3.4.3. Hardness test ................................................................................... 53 19

3.4.4. Tensile test ...................................................................................... 56 21

3.4.5. Bending test ..................................................................................... 60 -

3.4.6. Impact testing ................................................................................... 62 -

3.5. Conclusions ............................................................................................ 65 21

4. Experimental research on ADI/ DI iron weldability using laser welding

without filler material .........................................................................................

66

22

4.1. Used materials ........................................................................................ 66 22

4.2. Welding of ADI/ DI specimens using laser beam welding

technology...............................................................................................

67

22

4.3. Optical microscopic analysis ................................................................. 81 26

4.3.1. Used equipment ................................................................................ 81 -

4.3.2. Samples preparation ......................................................................... 81 -



4.3.3. Fusion lines on DI samples without preheating ............................... 83 26

4.3.4. Fusion lines on DI samples with preheating .................................... 90 28

4.3.5. Fusion lines on ADI samples without preheating ............................ 94 29

4.3.6. Fusion lines on ADI samples with preheating .................................. 98 31

4.4. SEM and EDS analysis .......................................................................... 101 32

4.4.1. Fusion lines on DI samples without preheating ............................... 102 -

4.4.2. Fusion lines on DI samples with preheating .................................... 110 -

4.4.3. Fusion lines on ADI samples without preheating ............................ 112 -

4.4.4. Fusion lines on ADI samples with preheating .................................. 117 -

4.5. Difractometry.......................................................................................... 123 36

4.6. Microhardness test ................................................................................. 127 38

4.6.1. Fusion lines on DI samples without preheating ............................... 128 -

4.6.2. Fusion lines on DI samples with preheating .................................... 133 -

4.6.3. Fusion lines on ADI samples without preheating ............................ 137 -

4.6.4. Fusion lines on ADI samples with preheating .................................. 142 -

4.6.5. Conclusions ……………………………………………………….. 147 40

4.7. X-ray examination of the welded joints ................................................ 150 -

5. Final conclusions and own contributions ........................................................... 152 43

6. Future research and dissemination of the results ............................................... 156 46

References ............................................................................................................... 158 47

Abstract .................................................................................................................... 169 50

Curriculum Vitae ..................................................................................................... 170 51



Introducere

Fonta cu grafit nodular ausferitică obținută prin tratament termic (Austempered Ductile Iron)

este considerată o variantă de înlocuire a oțelului în diferite aplicații industriale datorită proprietăților

unice de rezistență la tracțiune, rezistență la uzură, duritate. Cu toate că fonta cu grafit nodular

ausferitică are o istorie de câteva decenii, îmbinarea acesteia prin sudare este un subiect efervescent.

Evaluarea sudabilității fontelor ADI este principalul obiectiv al tezei de doctorat.

Teza de doctorat îşi are originea în preocuparea cercetătorilor de a descoperi noi metode

de îmbinare prin sudare a fontei cu grafit nodular ausferitică obținută prin tratament termic, ceea

ce a condus la aplicarea a trei tehnologii de sudare: MMA, WIG şi sudarea cu fascicul laser. Se

dorește obţinerea de îmbinări sudate cu înaltă calitate în urma aplicării unor parametri și

materiale de adaos comerciale.

Teza este axată pe problema sudurii a unor materiale folosite în industrie fonte cu grafit

nodular ausferitice obținute prin tratament termic (ADI) și fonte cu grafit nodular (Ductile Iron)

precum și pe diminuarea fenomenului de fisurare apărut în urma aplicării tehnologiei de sudare

cu fascicul laser atât la sudarea cu preîncălzire cât şi la sudarea fără preîncălzire. În urma

aplicării diferitelor tehnologii de sudare, rezultatele obținute au fost analizate privind

microstructura și proprietățiile mecanice.

Subiectul tezei de doctorat a fost ales în funcție de interesul special al partenerilor externi

de la Central Metallurgical Research and Development Institute Egypt, cu privire la sudabilitatea

fontelor ADI/ DI. Pornind de la acest interes în lucrarea de doctorat s-a pus un accent deosebit pe

tehnologiile de sudare și efectul acestora asupra caracteristicilor mecanice- tehnologice.

In lucrare se folosesc anumiți termeni consacrați în știința materialelor aplicați în

industrie, față de care au apărut și alte denumiri care au fost considerate că sunt mai precise în

lumina cunoștințelor dobândite în ultimele decenii. Ținând seama că în industrie termenii

consacrați au o largă răspândire, pentru evitarea unor confuzii în partea de stadiu actual am

folosit ambii termeni, denumirea folosită de autori și cea actualizată. De asemenea, am folosit și

termeni obișnuiți în documentația americană, pe motivul că în domeniul științific și industrial

cele mai răspândite sunt materialele documentare provenite de la ASM (American Society for

Metals) sau preluate din literatura de specialitate în limba engleză.

In evaluarea rezultatelor din teză, am încercat să folosesc toate metodele de investigație și

examinare care mi-au stat la dispoziție, chiar dacă unele dintre acestea nu au adus date

suplimentare pentru concluzii. Motivul a fost că în majoritatea cazurilor sunt la dispoziție



mijloacele de examinare uzuale și astfel am încercat să fundamentez folosirea practică a unor

metode alternative care duc la rezultate similare.

Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Adel Nofal de la Central Metallurgical Research and

Development Institute Egypt, pentru asigurarea materialelor ADI/DI în vederea realizării

obiectivelor din cadrul tezei de doctorat și pentru sfaturile primite.

Mulțumesc doamnei ing. Ileana Comănaru din cadrul uzinei UPRUC CTR Făgăraş

pentru sprijinul acordat la caracterizarea cu raze X a cordoanelor de sudură.

Mulțumesc doamnei ing. Ruxandra Danciu din cadrul uzinei CONFIND Câmpina pentru

ajutorul acordat la caracterizarea din punct de vedere mecanic.

Un sprijin deosebit am primit de la domnul MCF-HDR Eugen Cicală şi colectivul

centrului de cercetare de la Université de Bourgogne, Laboratoire Interdisciplinaire Carnot de

Bourgogne (ICB) – équipe Laser et Traitement des matériaux (LTm), cărora le sunt recunoscător

pentru desfăşurarea stagiului extern, pentru punerea la dispoziție a bazei de cercetare și pentru

cunoștințele dobândite de la dânșii.

Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Iulian Ripoșan, autorul primei monografii pe plan

mondial care tratează materialul subiect al acestei teze (Fonta bainitica, Editura Tehnica, 1988),

pentru minuțiozitatea cu care a verificat manuscrisul și pentru observațiile/recomandările făcute.

Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Corneliu Munteanu pentru cooperarea profesională de

care a dat dovadă.

Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Koloszváry Zoltán pentru sfaturile şi sprijinul științific

primit la redactarea tezei de doctorat.

Mulţumesc cadrelor didactice din Departamentul de Ingineria Materialelor şi Sudură din

cadrul Facultăţii de Ştiinţa şi Ingineria Materialelor din Braşov, pentru sfaturile şi observațiile

făcute pe parcursul elaborării tezei de doctorat.

Mulţumesc Universităţii Transilvania din Braşov pentru sprijinul financiar acordat în

cadrul proiectelor POSDRU ID134378 finanțat de Guvernul României prin Fondul Social

European şi PRO-DD (POS-CCE, O.2.2.1., ID 123, SMIS 2637, ctr. No 11/2009), care a furnizat

infrastructura de cercetare de la ICDT.

Doresc să mulțumesc pentru contribuția, răbdarea şi ajutorul venit din partea

conducătorului de doctorat, prof. dr. ing. Mircea Horia Ţierean fără de care nu aș fi reușit să duc

la bun sfârșit această teză de doctorat.

Nu în ultimul rând, doresc să mulțumesc familiei şi logodnicei mele pentru înțelegerea şi

sprijinul moral acordat.



CAPITOLUL I

Stadiul actual al cunoașterii privind producerea şi sudarea fontelor ADI

Fonta cu grafit nodular ausferitică (Austempered Ductile Iron - ADI) este un nou material

ingineresc cu o combinație excepțională de proprietăți mecanice și aplicații importante în diferite

domenii. Obţinerea fontei cu grafit nodular cu masă metalică ausferitică (ferită aciculară +

austenită cu conținut ridicat de carbon), rezultată direct din turnare, în urma unui grad mediu de

aliere, prezintă mai multe inconveniente, din care cauză s-a folosit tot mai mult o altă soluţie şi

anume alierea slabă, urmată de un tratament termic de călire, la care transformarea austenitei are

loc izoterm, în domeniul de formare a ausferitei, proces cunoscut sub denumirea de austempering

[107]. In acest ultim mod, fonta cu grafit nodular ausferitică se obține din fonta cu grafit nodular

(Ductile Iron - DI) în urma unui tratament termic de austenitizare la 850 … 950 ºC, timp de 0,5

…3,5 ore, urmată de o răcire rapidă până la temperatura de transformare izotermă, 235 … 450

ºC, cu menținere timp de 0,5 …4 ore [107].

Acest nou material a primit pe parcursul timpului numeroase nume, printre care fontă cu

grafit nodular bainitică, fontă bainitică nodulară transformată izoterm (prin analogie cu

tratamentul termic de călire izotermă aplicat oțelului) şi fontă SG transformată izoterm, dar la

conferința mondiala asupra acestor fonte, de la Indian Lake Resort, Chicago, USA, 1991, a fost

convenită denumirea de fontă cu grafit nodular ausferitică. Termenul consacrat în limba engleză

(articole, cărți, internet) este de Austempered Ductile Iron prescurtat ADI [43], folosit în

continuare în teză.

1.1 Compoziția chimică a fontelor ADI

La stabilirea compoziţiei chimice trebuie să se ţină cont de următoarele [107]:

- realizarea unei alieri suficient de ridicată pentru a evita formarea perlitei, fără a se

ajunge la supraaliere, care ar determina creşterea exagerată a timpului necesar

atingerii gradului optim de transformare ausferitică;

- evitarea formării carburilor, fosfurilor şi a altor faze intercelulare;

- evitarea segregării elementelor, care ar conduce la transformări izoterme neuniforme

şi la înrăutăţirea caracteristicilor mecanice;

- evitarea formării carburilor în timpul transformării izoterme a austenitei,

- limitarea sau anihilarea formării martensitei la răcirea pieselor până la temperatura

ambiantă.



In fabricația fontei cu grafit nodular ausferitice, elementele de aliere: Ni, Cu, Mo,

influenţează direct transformarea izotermă, stabilitatea austenitei creşte, curbele de transformare

izotermă fiind deplasate spre dreapta [107].

Nichelul şi cuprul contribuie la suprimarea formării carburilor, fenomen asociat formării

ausferitei la temperaturi de transformare scăzute (< 350 ºC) [107]. La conţinuturi mari de nichel

de peste 2%, apare efectul de segregare a acestuia, ceea ce favorizează formarea martensitei la

răcirea ulterioară [107]. Alierea cu elemente grafitizante de tipul nichelului şi cuprului a fontelor

tratate izoterm la temperaturi de formare a ausferitei contribuie la lărgirea intervalului de timp în

care se pot obţine alungiri maxime [107]. In domeniul ausferitei, unde transformarea izotermă

are loc în două etape, alierea cu nichel şi/sau cupru contribuie la frânarea procesului de

transformare a austenitei bogate în carbon şi la formarea carburilor [107].

Alierea cu Cu-Mo a fontei cu grafit nodular ausferitice contribuie la finisarea nodulelor

de grafit, mărirea rezistenţei la oboseală şi a microdurităţii ausferitei [107]. Duritatea ADI

nealiate cu Cu este mai mare comparativ cu cea aliată cu Cu la temperaturi scăzute de

transformare izotermă (270 ºC), dar la temperaturi ridicate de transformare izotermă (320 ºC)

duritatea celor două material este apropiată [63,111].

Sub acţiunea cuprului este posibilă şi mărirea proporției de austenită remanentă din

structura fontelor ausferitice, transformate izoterm la temperaturi scăzute (< 300 ºC); în

domeniul ausferitei inferioare, austenita stabilă până la temperatura ambiantă nu depăşeşte de

regulă 20%. Această acţiune a cuprului favorizează îmbunătăţirea tenacităţii fontelor cu ausferită

inferioară [107].

Manganul este un element cu capacitate ridicată de mărire a călibilităţii fiind utilizat

foarte puţin în acest scop, datorită tendinţei puternice de segregare la limita celulelor eutectice cu

puternică acţiune de fragilizare [107]. Sub acţiunea segregării manganului la limita celulelor

eutectice, austenita îmbogăţită în mangan din aceste zone devine instabilă (spre deosebire de cea

bogată în carbon la reacţia ausferitică), prezentând temperatura de început de transformare

martensitică la 150 ºC, ceea ce favorizează formarea acestui constituent în zonele respective la

răcirea în aer instabilă (după menţinerea izotermă), până la temperatura ambiantă [107]. Se

consideră că manganul influenţează negativ tenacitatea fontei cu grafit nodular ausferitice,

îndeosebi în cazul unei transformări la temperaturi ridicate (> 350 ºC), fiind limitat la max. 0,3%

[107]. Chiar dacă cuprul sau eventual nichelul micşorează influenţa carburigenă a manganului,

acestea nu pot anihila acţiunea acestui element de favorizare a formării martensitei. Intârziind

reacţia de formare a ausferitei la transformarea izotermă (primul stadiu de transformare),

conţinutul ridicat de mangan este cauza transformării austenitei în martensită [107]. Conţintul de



mangan influenţează proporţia de austenită remanentă din structura fontei cu grafit nodular

ausferitice, influenţa manganului fiind afectată şi de către condiţiile de realizare a tratamentului

termic, atât în ceea ce priveşte austenitizarea, cât şi transformarea izotermă [107].

Influenţa conţinutului de vanadiu în fonta cu grafit nodular ausferitică, depinde de

temperatura de transformare izotermă (300 sau 400 ºC), respectiv de tipul ausferitei apărute. La

temperaturi scăzute de transformare (300 ºC), alierea cu vanadiu a condus la creşterea durităţii şi

scăderea rezistenţei, în timp ce alungirea şi rezilienţa prezintă variaţii în puncte de maxim la 0,1

% vanadiu (alungire) şi 0,5% vanadiu (rezilienţă) [107]. In domeniul de formare a ausferitei (400

ºC), alierea cu vanadiu influenţează favorabil atât rezistenţa, cât şi duritatea, în timp ce

plasticitatea şi tenacitatea fontelor sunt micşorate la conţinuturi de peste 0,2 % vanadiu [107].

Cromul este un element antigrafitizant, cu o tendinţă de segregare ridicată, din care cauză

favorizează formarea carburilor la limita celulelor eutectice. Datorită alierii cu crom, carburile

apărute la solidificare devin stabile [107].

Prezența a 2,11% aluminiu în microstructura fontei ductile are ca rezultat reducerea

dimensiunii medii a nodulei și distribuirea aleatorie a nodulelor de grafit sferic [34].

Siliciu (peste 2%), poate preîntâmpina formarea carburilor, specific fontei cu grafit

nodular ausferitice este un conţinut de 2..3% Si. Dizolvarea carbonului în austenită este

dependentă şi de conţinutul de siliciu, care influenţează parametrii austenitizării (temperatura şi

durata) [107].

Fosforul este un element cu acţiune negativă în cazul DI (Fgn), aceasta fiind mai

pronunţată la cele cu masă metalică bainitică, deoarece efectul de fragilizare este mai accentuat.

Fosfurile, formate la limita celulelor eutectice nu numai că influenţează negativ proprietăţile

mecanice ale fontelor, dar blochează o mare parte din elementele de aliere. Din acest motiv se

recomandă un conţinut de fosfor în fonta cu grafit nodular ausferitică de max. 0,05% P [107].

Compoziția chimică tipică a fontelor ADI este prezentată în tabelul 1.1 [8,53,105].

Tabelul 1.1 Compoziția chimică tipică a fontelor ADI [53,105]

Element C Mn Si Ni Cu Mo Fe

Procent

masă [%] 3,7 0,28 2,5

după cerințe,

până la max.

2

după cerințe,

până la max.

0,8

doar dacă este

necesar, până

la max. 0,25

rest

Toleranță

[%] ± 0,2 ± 0,03 ± 0,2 ± 0,1 ± 0,05 ± 0,03



1.2 Tratamente termice aplicate fontelor ADI

Tratamentul termic specific obţinerii fontei cu grafit nodular ausferitice (figura 1.11), în

timpul căruia are loc transformarea austenitei subrăcite în ausferită, cuprinde mai multe etape [107]:

- încălzirea pieselor până la temperatura de austenitizare şi menţinerea la această

temperatură (I);

- răcirea cu o asemenea viteză, încât să se asigure stabilitatea austenitei până la

temperatura de transformare izotermă ( preîntâmpinarea formării perlitei) (II);

- menţinerea la temperatura de transformare izotermă a austenitei în domeniul

ausferitic (III);

- răcirea până la temperatura ambiantă (IV).

Figura 1.11 Schema generală a tratamentului termic de obţinere a fontei cu grafit nodular ausferitice

(călire cu transformare izotermă a austenitei în domeniul ausferitic = austempering) [107]

Temperatura la care are loc austenitizarea fontelor cu grafit nodular variază în limite largi

(800...950 ºC), în majoritatea cazurilor situându-se în domeniul 850...900 ºC [107]. In timpul

menţinerii la temperatura de austenitizare (800...950 ºC) în domeniul γ sau α + γ are loc

îmbogăţirea austenitei în carbon şi uniformizarea conţinutului lui în diferitele zone ale masei

metalice. Pe măsură ce temperatura de austenitizare se măreşte creşte conţinutul de carbon



dizolvat [107]. Temperatura la care se realizează austenitizarea, respectiv conţinutul de carbon al

austenitei influenţează de asemenea transformarea ausferitică, determinând direct formarea

ausferitei inferioare sau a ausferitei superioare [107]. Formarea martensitei este favorizată de

creşterea conţinutului de mangan şi a temperaturii de austenitizare. Se recomandă utilizarea unor

temperaturi de austenitizare reduse, în special la conţinuturi ridicate de mangan, pentru a elimina

segregarea acestuia.

In cazul oţelului călit izoterm, bainita reprezintă un amestec de ferită aciculară şi carburi.

In cazul fontelor călite izoterm, din cauza conţinutului mai ridicat de siliciu apare o structură

formată din ferită aciculară şi austenită stabilă, similar oţelului cu un conţinut ridicat de siliciu

(2,5% Si) [107].

Transformarea izotermă a austenitei din fonta cu grafit nodular se desfăşoară sub

influenţa unei multitudini de factori: temperatura şi timpul de transformare izotermă, starea

austenitei în momentul transformării respectiv compoziţia chimică segregaţiile şi mărimea

grăunţilor precum şi viteza de răcire între austenitizare şi cea de transformare izotermă [107].

In timpul transformării izoterme a austenitei are loc precipitarea feritei aciculare, care

creşte în interiorul austenitei din care provine. In acest timp, carbonul este expulzat de la frontul

de creştere al feritei aciculare în austenita înconjurătoare. Conţinutul ridicat de siliciu, prezent în

fonta cu grafit nodular, suprimă formarea carburilor în proces asociat transformării ausferitice,

iar austenita reziduală continuă să dizolve carbonul, astfel că reacţia ausferitică se desfăşoară în

continuare. In momentul în care austenita devine foarte bogată în carbon, creşterea feritei

aciculare este inhibată, astfel că reacţia ausferitică încetează [107].

La temperaturi de transformare ridicate (peste 330 ºC) difuzia carbonului din ausferita în

curs de formare în austenita înconjurătoare este rapidă, aceasta îmbogăţindu-se în carbon [107].

In general, transformarea ausferitică se desfăşoară în două etape [104,107]:

• în etapa I a procesului de austemperare, austenita metastabilă se transformă într-un amestec

de ferită aciculară și austenită bogată în carbon;

• în etapa II austenita cu un conținut ridicat de carbon se va descompune într-un amestec de

ferită aciculară și carbură, termodinamic mai stabilă la tratamentul termic prelungit.

Fracțiunea maximă de ferită aciculară (bainitic ferrite în figura 1.13) și de austenită

reziduală îmbogățită cu carbon apare la finele etapei I. Martensita este prezentă doar dacă răcirea

la temperatura camerei a fost realizată înainte ca transformarea ausferitică să fie oprită (sfârșitul

etapei I). Dacă procesul este lent, în etapa II începe precipitarea carburii din austenită

[69,70,104]. Intervalul de timp dintre aceste etape este o fereastră de procesare (figura 1.13)

[70]. Poziția și mărimea ferestrei de procesare depinde de factorii care guvernează transformarea

ausferitică enunțați anterior [107].



Pe de altă parte, fereastra de

procesare constă în zona dintre

temperatura inițială de transformare

ausferitică și temperatura inițială de

start a transformării martensitice [70].

La temperaturi de menținere izotermă

mari [104] (>350 ºC, dependentă de

factorii enunțați anterior) sau la durate

mici de menținere [8] ausferita va fi

liberă de carburi (asemănător bainitei

superioare în oțelurile călite izoterm),

înaintea etapei II, în timp ce la

temperaturi mai joase și durate mari

transformarea ausferitică poate fi

însoțită de precipitarea carburilor (asemănător bainitei inferioare în oțelurile călite izoterm),

rezultând un amestec de ferită aciculară, carburi și austenită bogată în carbon [104]. Astfel,

pentru producerea ADI tenace și ductilă, cu alungire mai mare, dar rezistență la rupere și duritate

redusă, ar trebui aleasă o temperatură de menținere izotermă mai mare (350 … 400 ºC) pentru a

rezulta o matrice ausferitică și cantități mai mari de austenită bogată în carbon (20-40%) [53].

Fontele ADI grad 900/650/9 și grad 1050/750/7 (ASTM A897M-03) sunt tipice pentru aceste

condiții. Pentru a produce ADI cu o rezistență la rupere mai mare și o rezistență mai mare la

uzură, dar o tenacitate mai redusă la rupere, ar trebui utilizate temperaturi de menținere mai mici

de 350 ºC [53].

1.3 Procedee de sudare aplicate fontelor ADI

Fonta ADI poate fi sudată după tratamentul termic de austenitizare şi transformare

izotermă sau să fie sudate componentele sub formă de fontă DI, după care se va realiza

tratamentul termic. Ca și alte tipuri de fontă, DI este un material dificil de sudat datorită

fragilității și schimbărilor structurale care apar în timpul sudării cauzate de ciclul termic

Modificările structurale constau în formarea martensitei și carburii de fier în zona afectată de

căldură și în zona de fuziune parțială [128].

Aplicându-se procedeul de sudare MMA şi electrodul Conarco Ni55, 50% Fe şi 50% Ni,

ADI poate fi sudată la temperatura camerei de 22 °C, obţinându-se valori mici pentru

proprietăţile mecanice ale îmbinării sudate comparativ cu cele ale materialului de bază ADI [2].

Figura 1.13 Dezvoltarea microstructurii în timpul

transformării ausferitice cu ferestrei de procesare

a ADI [70]



Fonta ADI poate fi sudată cu succes

folosind procedeul de sudare WIG fără

material de adaos, neexistând riscul apariţiei

de fisuri în zona influențată termic, dar

duritatea în această zonă este mai mare pentru

probele care au fost austenitizate 20 minute

comparativ cu cele care au fost austenitizate

100 minute, datorită conţinutul de carbură

ridicat [3].

S-a încercat remedierea componentelor

din fontă ADI provenite de la vehiculele militare, aplicând procedeul de sudare WIG. In

microstructură materialului de bază se evidenţiază prezenţa bainitei superioare (actualizat

ausferitei superioare), iar în sudură prezența ledeburitei. Rezultatele obținute au fost aplicate la

brațele de punte ale vehiculelor militare [83].

Inainte de aplicarea procedeelor MMA şi WIG împreună cu electrozii standardizați AWS-

EniFeCl aplicat la rădăcină și AWS-E11018-G pentru umplere, în vederea determinării

sudabilităţii fontelor ADI, probele au fost supuse unui tratament termic de austenitizare la 900 °C

timp de 60 minute și apoi transferul rapid într-o baie de sare (100% Na2NO3) la 380 °C timp de 2

ore, urmat de o răcire în apă la temperatura camerei [32]. In timpul procesului de austenitizare

matricea feritică a fost transformată într-o ferită aciculară și austenită reziduală [32].

Pentru îmbinarea DI au fost cercetate diverse procedee de sudare. Cele mai multe teste au

fost efectuate folosind sudarea manuală cu arc (MMA) [16,31,32,33,58,61,72,94,95,

115,116,117,118,125,128]. Alte teste s-au efectuat prin sudarea cu oxiacetilenă [94], sudarea cu

electrod de wolfram în gaz inert (WIG) [1,18,21,59,83]. De asemenea, sa încercat sudarea sub

presiune a DI [32], sudarea prin frecare [124,129,130], sudura prin frecare cu rotire (FSW)

[24,26,135], și placarea [64,73].

Testele au fost efectuate folosind diferite materiale de umplutură: ENiFeCI [31], sudură

de rădăcină cu Inconel 625 urmată de sudură de umplere cu 97,6% Ni electrod [21], Ni pur, aliaj

Fe-Ni, aliaj Ni- Oțel ferită [16], AWS E11018-G, ENiFeCI, ENiCI [32], E6013, ENiFeCI, E309

sârmă [33], ENiCrFe3 [58].

Folosirea unei temperaturi ridicate de preîncălzire (400°C) poate conduce la formarea

martensitei în zona influenţată termic şi a unui strat de carbură în zona parţială de fuziune, pe

când utlizarea unei temperaturi scăzute de preîncălzire (100°C) formează mici cantităţi de

carburi în zona parţială de fuziune [90].

Figura 1.26 Procedeul de sudare WIG [3]



Folosind procedeul de sudare manual MMA, El-Banna și colectivul au realizat depunerea

a 5 tipuri de material de adaos (ENi-C, ENiFe-CI, E7018, E308L-16, ENiCuB) printr-o singură

trecere pe placa de probă din fontă ductilă perlitică [16]. Nivelul de preîncălzire a fost de 200°C

timp de 1 oră, temperatura între straturi ar trebui să nu fie mai puțin de 200°C. Atunci când este

utilizat un material de adaos din oțel feritic pentru a obţine o îmbinare sudată pe fontă ductilă,

preîncălzirea la 300°C este cea mai bună opțiune [16].

Integrarea tehnologiei de sudare cu fascicul laser, combinate cu un tratament termic de

scurtă durată sau adaptate cu materiale de adaos, oferă o nouă abordare pentru materialele cu o

duritate ridicată în care pot apărea fisuri, cum ar fi oțeluri de înaltă rezistență, fontă, aluminiu și

aliaje speciale [114]. Rigiditatea mare a părților și a cordonului circumferențial din zona axială

conduce la un risc ridicat de fisurare la rece în cordon sau în zona influențată termic [114].

Ansamblul de roți dințate din oțel de înaltă rezistență cu carcasa diferențială din fontă au fost

îmbinate prin sudare cu fascicul laser în defavoarea fixării mecanice cu șuruburi [114].

Figura 1.35 Diferențial cu roată dințată sudată cu laser: a)aspectul exterior, b) sudarea cu

fascicul laser a roții dințate de carcasă [114]

Sudurile cu diferite elemente de aliere (Cu, Ni, Mn şi Mo) au fost obţinute prin

schimbarea tipului şi a cantităţii de agenţi de aliere în stratul de acoperire cu flux [117]. Sudurile

au fost depuse pe plăcile de probă prin procesul de sudare MMA. Cu şi Ni au un efect redus

asupra rezistenţei la tracţiune a sudurii ADI, dar pot îmbunătăţi ductilitatea datorită creşterii

fracţiei volumului de austenită reziduală.



CAPITOLUL 2

Obiectivele tezei de doctorat

Ca urmare a studiului documentar efectuat cu privire la practicile existente până în

prezent şi rezultatele acestora privind sudarea fontelor ADI, subiectul tezei de doctorat este

determinarea sudabilității fontelor ADI.

Pentru determinarea sudabilității ADI am ales trei procedee de sudare a fontelor ADI:

➢ procedeul de sudare MMA (Manual Metal Arc) cu material de adaos;

➢ procedeul de sudare WIG (Wolfram Inert Gas) cu material de adaos;

➢ procedeul de sudare cu fascicul laser, fără material de adaos.

Pentru fiecare dintre aceste procedee trebuie realizat:

• alegerea materialului de adaos

• proiectarea unui dispozitiv experimental pentru a preveni deplanarea epruvetelor în

timpul sudării, datorită tensiunilor interne care apar în timpul procesului de sudare;

• stabilirea temperaturii de preîncălzire;

• stabilirea parametrilor regimului de sudare;

• stabilirea tratamentului termic post sudare;

• caracterizare îmbinărilor obținute.

CAPITOLUL 3

Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI

folosind procedee manuale prin fuziune cu material de adaos

In partea experimentală s-a urmărit efectul diferitelor tehnologii de sudare asupra

materialelor alese pentru studiu, respectiv procedee manuale prin fuziune MMA și WIG cu

materiale de adaos, precum și procedeul de sudare cu fascicul laser fără material de adaos.

3.1. Materiale utilizate

Materialul utilizat în cadrul cercetărilor experimentale pentru realizarea testelor de sudare

prin fuziune cu material de adaos este ADI Grad 1050/750/07 (ASTM A897M-03) şi DI Grad

65-45-12 (A536-84). Materialul a fost primit de la Central Metallurgical Research and

Development Institute Egypt, cu dimensiunile iniţiale 500 x 150 x 15 mm. Fonta ADI a fost



obţinută printr-un proces de tratament termic izoterm a fontei DI, care implică austenitizare la

temperatura de 900 °C, urmată de menţinerea izotermă la 375 °C şi apoi răcire la temperatura

camerei, conform datelor primite de la producător (figura 3.1).

Figura 3.1 Plăcile din fontă ADI primite de la CMR Egipt

Pregătirea probelor de fontă ADI şi DI în vederea sudării s-a făcut la Universitatea

Transilvania Braşov, Facultatea Știinţa şi Ingineria Materialelor, Departamentul Ingineria

Materialelor şi Sudură, prin frezarea plăcilor de ADI și DI în epruvete cu dimensiunile Lxlx =

220x120x15 mm, cu rost în Y la 90°. Epruvetele utilizate sunt prezentate în figura 3.2.

Figura 3.2 Dimensiunile epruvetei cu rost în Y pentru sudarea prin fuziune cu material de adaos

Compoziţia chimică a epruvetelor ADI/DI este prezentată în tabelul 3.1 conform

specificaţiei primită de la producător.

Tabelul 3.1 Compoziţia chimică a probelor ADI/DI, % masă

C Si Mn P S Fe

3,5…3,6 2,4…2,5 0,25…0,3 0,01 0,01 rest



Valorile minime impuse ale proprietăţilor mecanice ale fontelor ADI sunt prezentate în

tabelul 3.2, iar ale fontelor DI în tabelul 3.3.

Tabelul 3.2 Proprietăţile mecanice ale ADI conform ASTM A897M-03 [10]

Grad Rezistența la

tracțiune [MPa]

Limita de

curgere [MPa]

Alungirea

[%]

Energia de

impact [J]

Duritatea Brinell

[HB]

900/650/9 900 650 9 100 269-341

1050/750/7 1050 750 7 80 302-375

1200/850/4 1200 850 4 60 341-444

1400/1100/2 1400 1100 2 35 388-477

1600/1300/1 1600 1300 1 20 402-512

Tabelul 3.3 Proprietăţile mecanice ale DI conform ASTM A536-84 [9]

Grad Rezistența la

tracțiune [MPa]

Limita de

curgere [MPa]

Alungirea

[%]

60-40-18 414 276 18

65-45-12 448 310 12

80-55-06 552 379 6

110-70-03 689 483 3

120-90-02 827 621 2

3.2.2. Sudarea epruvetelor ADI utilizând procedeul de sudare WIG

Pentru a obţine îmbinarea pe probele ADI a fost aplicat procedeul de sudare WIG,

folosind ca material de adaos electrodul OK 92.58, a cărui compoziție chimică este prezentată în

tabelul 3.4 [51]. Invelișul electrodului a fost îndepărtat pentru a nu influența baia metalică.

Parametrii regimului de sudare WIG aplicaţi pe epruveta ADI, sunt prezentaţi în tabelul 3.5.

Tabelul 3.4 Compoziţia chimică a electrodului OK 92.58, % masă [51]

ELECTROD C Mn Si Fe Ni Al P S

OK 92.58 1,50 0,80 0,70 46,00 51,00 1,40% 0,006 0,003

Tabelul 3.5 Parametrii regimului de sudare WIG

Curent/ Polaritate 100-140 A/ DC polaritate pozitivă la electrod

Poziția de sudare PA, conform EN ISO 6947:2011 [56]

Electrod OK92.58 Ø 3,2 mm

Preîncălzire 220º-250ºC

Tensiunea de sudare 12-13 V

Viteza de sudare 110 mm/min

Rost 3,2 mm



Electrod nefuzibil de Wofram Ø 2.4 mm

Gaz de protecție Argon 99%

Debitul gazului de protecție 10 L/minut

In figura 3.7 este prezentat aspectul cordonului de sudură obţinut în urma aplicării

procedeului de sudare WIG.

Figura 3.7 Cordon de sudură obţinut prin procedeul de sudare WIG

3.2.3. Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare MMA

Pentru realizarea testelor experimentale pe probele DI s-a aplicat procedeul de sudare

MMA, utilizând ca material de adaos electrodul OK 92.18. Parametrii regimului de sudare MMA

aplicaţi pe epruveta DI sunt prezentaţi în tabelul 3.7.

Tabelul 3.6 Compoziţia chimică a electrodului OK 92.18, % masă [50]

ELECTROD C Ni Fe Si Mn

OK 92.18 0,90 92,00 3,50 0,70 0,60

Tabelul 3.7 Parametrii regimului de sudare MMA

Curent/ Polaritate 70-95A/ DC polaritate pozitivă la electrod


Electrod OK 92.18 Ø 3,2 mm




Rost 3,2 mm


procedeului de sudare MMA.

Figura 3.9 Cordon de sudură obţinut prin procedeul de sudare MMA

Cordon de sudură

obţinut pe epruveta

ADI

Material de

bază ADI

Zona

influenţată termic

Material de bază

DI

Zona influenţată

termic

Cordon de sudură

obţinut pe epruveta

DI



3.2.4. Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare WIG

Pentru realizarea testelor experimentale pe probele DI s-a aplicat procedeul de sudare

WIG, utilizând ca material de adaos electrodul OK 92.18. Parametrii regimului de sudare WIG

aplicaţi pe epruveta DI, sunt prezentaţi în tabelul 3.8.

Tabelul 3.8 Parametrii regimului de sudare WIG

Curent/ Polaritate 100-130 A/ DC polaritate pozitivă la electrod


Electrod OK 92.18 Ø 3,2 mm




Rost 3,2 mm

Electrod nefuzibil de Wofram Ø 2.4 mm

Gaz de protecție Argon 99%

Debitul gazului de protecție 10 L/minut


procedeului de sudare GTAW.

Figura 3.11 Cordon de sudura obţinut prin procedeul de sudare WIG

3.4. Controlul distructiv al îmbinărilor sudate pe fontele ADI/DI

3.4.3. Incercări de duritate

Pentru a determina duritatea în cele trei zone distincte: material de bază, zona influenţată

termic şi cordon de sudură obţinută în urma aplicării procesul de sudare WIG/ MMA, s-au

prelevat probe reprezentative care au fost tăiate perpendicular pe axa cordonului de sudură.

Material de bază DI

Zona Influenţată

termic

Cordon de sudură

obţinut prin procedeul

WIG pe epruveta DI



Figura 3.25 Distribuţia indentărilor efectuate

Variaţia durităţii HV30 pe

proba sudată ADI utilizând

procedeul de sudare WIG şi

electrodul OK92.58 este prezentată

în figura 3.26.

Variaţia durităţii HV30 pe

proba sudată DI utilizând electrodul

OK92.18 și procedeul de sudare

MMA este prezentată în figura 3.27,

iar în figura 3.28 este folosit

procedeul de sudare WIG.

Figura 3.27 Valori medii ale durităţii HV30 pe

DI sudată MMA cu electrodul OK 92.18 în cele

trei zone distincte: material de bază (MB); zona

influenţată termic (ZIT); cordon sudură

(CORDON); (◊ linia 1, □ linia 2, ∆ linia 3)

Figura 3.28 Valori medii ale durităţii HV30 pe

DI sudată WIG cu electrodul OK 92.18 în cele

trei zone distincte: material de bază (MB); zona

influenţată termic (ZIT); cordon sudură

(CORDON); (◊ linia 1, □ linia 2, ∆ linia 3)

Figura 3.26 Valori medii ale durităţii HV30 pe ADI sudată

WIG cu electrodul OK 92.58 în cele trei zone distincte:

material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT);

cordon sudură (CORDON); (◊ linia 1, □ linia 2, ∆ linia 3)



3.4.4. Incercarea la tracţiune

Epruveta din fontă ADI sudată prin

procedeul WIG cu electrodul OK 92.58 s-a

rupt la încercarea de tracțiune în cordon.

Rezultatele testului de tracţiune pe

epruveta ADI sudată WIG cu electrodul

OK 92.58 este prezentat în figura 3.32.

Epruvetele din fontă DI sudate prin

procedeele MMA și WIG cu electrodul

OK 92.18 s-au rupt la încercarea de

tracțiune în materialul de bază.

3.5 Concluzii

Din cele trei teste efectuate se constată ca procedeele de sudare MMA și WIG pot fi

aplicate doar la repararea componentelor ADI/DI, cu reducerea la un sfert a sarcinilor de

încărcare în cazul ADI (la jumătate în cazul DI), până la înlocuirea pieselor.

La sudarea fontei ADI cu procedeul WIG, folosind ca material de adaos OK 92.58, rezultă

un conținut mic de carbon în cordon (0,09%), duritate mică în cordon raportată la cea din zona

influențată termic și materialul de bază, duritatea în ZIT apropiată de cea a materialului de bază,

ruperea în cordon, la o tensiune mica față de cea a de materialului de bază, îndoirea la unghiul

mediu de 78°, energia de impact în cordon și ZIT mică în raport cu cea a materialului de bază.

La sudarea fontei DI cu procedeul MMA, folosind ca material de adaos OK 92.18,

rezultă un conținut mare de carbon în cordon (0,41%), duritate mică în cordon raportată la cea

din zona influențată termic și materialul de bază, duritatea în ZIT mai mare decât cea a

materialului de bază, ruperea în materialul de bază, la o tensiune mica față de cea din standard,

îndoirea la unghiul mediu de 11°, foarte mic, energia de impact în cordon și ZIT foarte mică.

La sudarea fontei DI cu procedeul WIG, folosind ca material de adaos OK 92.18, rezultă

un conținut mic de carbon în cordon (0,07%), comparativ cu cel obținut la sudarea ADI cu

același procedeu, dar cu material de adaos OK 92.58, duritatea în cordon este apropiată de dea

din zona influențată termic, mai mare decât cea materialului de bază, ruperea în materialul de

bază, la o tensiune mica față de cea obținută la ruperea DI sudată cu procedeul MMA și decât cea

din standard, îndoirea la unghiul de 63,5°, energia de impact în cordon cea mai mare dintre cele

trei teste și cea din ZIT comparativă cu cea obținută la sudarea ADI cu același procedeu, dar cu e

material de adaos OK 92.58.

Figura 3.32 Rezultatul testului la tracțiune pe

epruveta ADI sudată WIG cu electrodul OK 92.58



CAPITOLUL 4

Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI/ DI utilizând

procedeul de sudare cu fascicul laser fără material de adaos

4.1. Materiale utilizate

Au fost folosite aceleași materiale ca și în capitolul precedent, epruvetele pentru liniile de

fuziune având dimensiunile Lxlxh = 110x55x6 mm, iar cele pentru sudură Lxlxh = 220x55x6 mm.

4.2. Sudarea epruvetelor ADI/DI utilizând tehnologia de sudare cu fascicul laser

Testele de sudare cu laser și caracterizarea îmbinărilor s-a desfășurat la Université de

Bourgogne, Laboratoire Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB) – équipe Laser et

Traitement des matériaux (LTm) în Le Creusot, folosind un laser Truedisk 6002.

Tabelul 4.1 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI fără preîncălzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul de

argon

[l/min]

1. 5 2 0,6 600 1,06 15

2. 6 1 0,6 600 1,06 15

3. 4 1 0,6 600 1,06 15

4. 4 0,6 0,6 600 1,06 15

5. 5 1 0,6 600 1,06 15

6. 6 0,6 0,6 600 1,06 15

7. 5 0,4 0,6 600 1,06 15

8. 4 0,2 0,6 600 1,06 15

9. 4 0,4 0,6 600 1,06 15

10. 5 0,6 0,6 600 1,06 15

11. 5,5 0,8 0,6 600 1,06 15

12. 4,5 0,5 0,6 600 1,06 15

13. 4,5 0,6 0,6 600 1,06 15

14. 5,5 0,6 0,6 600 1,06 15

Figura 4.5 Linii de fuziune realizate pe epruveta DI

Duză gaz

protecție Linii

de

fuziune



Figura 4.7 Reprezentarea grafică a parametrilor (P, V) utilizați în realizarea liniilor de fuziune

pe plăcile de fontă DI (NP-Lim = limita penetrării completei; NP = penetrare incompletă;

P-Lim = penetrare limită acceptabilă; OK = penetrare completă) fără preîncălzire

Criteriile care au stat la baza selectării domeniilor de interes au fost: geometria și

compactitatea liniilor de fuziune.

Dintre cele 14 linii de fuziune au fost selectate 5 având geometria cea mai corectă. Cu

parametrii (P, V) corespunzători acestor linii de fuziune au fost realizate linii de fuziune pe

plăcile de fontă ADI, pentru a estima prin comparație, rezultatele obținute pe plăcile de fontă

ADI. Parametrii folosiți la realizarea liniilor de fuziune cu fascicul laser pe plăcile de fontă ADI

fără preîncălzire, sunt prezentați în tabelul 4.2.

Tabelul 4.2 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI fără preîncălzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul de

argon

[l/min]

1A. 5 0,6 0,6 600 1,06 15

2A. 4,5 0,5 0,6 600 1,06 15

3A. 5,5 0,8 0,6 600 1,06 15

4A. 4,5 0,8 0,6 600 1,06 15

5A. 5,5 0,5 0,6 600 1,06 15

6A. 6 1 0,6 600 1,06 15

7A. 4,5 0,6 0,6 600 1,06 15



Figura 4.9 Reprezentarea grafică a parametrilor (P, V) utilizați în realizarea liniilor de fuziune

pe plăcile de fontă ADI (NP-Lim = limita penetrării complete; NP = penetrare incompletă;

OK = penetrare completă) fără preîncălzire

Pentru a delimita un domeniu optim de sudabilitate pentru fonta DI preîncălzită au fost

realizate 6 linii de fuziune cu parametrii (P, V) selectați dintre parametri folosiți la plăcile de

fontă DI fără preîncălzire (tabelul 4.3).

Tabelul 4.3 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI cu preîncălzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul de

argon

[l/min]

1. 6 1 0,6 600 1,06 15

2. 4 0,6 0,6 600 1,06 15

3. 5,5 0,8 0,6 600 1,06 15

4. 4,5 0,6 0,6 600 1,06 15

5. 4 1 0,6 600 1,06 15

6. 5,5 0,6 0,6 600 1,06 15

Parametrii folosiți la realizarea liniilor de fuziune cu fascicul laser pe plăcile de fontă

ADI cu preîncălzire, sunt prezentați în tabelul 4.4.



Tabelul 4.4 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI cu preîncalzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul de

argon

[l/min]

1. 5 0,6 0,6 600 1,06 15

2. 4,5 0,5 0,6 600 1,06 15

3. 5,5 0,8 0,6 600 1,06 15

4. 4,5 0,8 0,6 600 1,06 15

5. 6 1 0,6 600 1,06 15

6. 4,5 0,6 0,6 600 1,06 15

Dupa realizarea liniilor de fuziune probele au fost transferate imediat într-un cuptor

electric preîncălzit la temperatura de 200 ºC în vederea menţinerii timp de 3 ore urmată de răcire

lentă.

In funcție de rezultatele obținute (geometrie, compactitate) pe liniile de fuziune am ales

parametrii regimului de sudare cu fascicul laser pentru a obține cordoane de sudură fără

preîncălzire pe plăcile ADI și DI (tabelele 4.5 și 4.6).

Tabelul 4.5 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI fără preîncălzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul de

argon

[l/min]

1. 4,5 0,6 0,6 600 1,06 15

2. 5,5 0,8 0,6 600 1,06 15

Tabelul 4.6 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI fără preîncălzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul de

argon

[l/min]

1. 4,5 0,8 0,6 600 1,06 15

2. 5,5 0,6 0,6 600 1,06 15

In figura 4.16 se remarcă prezenţa

fisurilor în cordonul de sudură, fisuri generate

de mecanismul de formare a cementitei.

Pentru a diminua fenomenul de fisurare,

cercetările au fost axate pe probe care au fost

supuse preîncălzirii, dar și pe modificarea

parametrilor regimului de sudare (putere laser

și viteză de sudare, tabelele 4.7 și 4.8).

Figura 4.16 Cordon de sudură obţinut pe

epruvete ADI/ DI



Tabelul 4.7 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI cu preîncălzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul

de argon

[l/min]

1. 4,5 0,5 0,6 600 1,06 15

2. 4,5 0,6 0,6 600 1,06 15

3. 4,5 0,7 0,6 600 1,06 15

4. 5 0,6 0,6 600 1,06 15

5. 5 0,7 0,6 600 1,06 15

6. 5,5 0,6 0,6 600 1,06 15

7. 5,5 1,5 0,6 600 1,06 15

8. 6 1,8 0,6 600 1,06 15

Tabelul 4.8 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI cu preîncălzire

Nr.

probă

Puterea

laserului

[kW]

Viteza de

sudare

[m/min]

Diametrul

spotului

[mm]

Diametrul

fibrei optice

[μm]

Lungimea

de undă

[μm]

Debitul de

argon

[l/min]

1. 4,5 0,5 0,6 600 1,06 15

2. 4,5 0,6 0,6 600 1,06 15

3. 4,5 0,7 0,6 600 1,06 15

4. 5 0,6 0,6 600 1,06 15

5. 5 0,7 0,6 600 1,06 15

6. 5 0,9 0,6 600 1,06 15

7. 5,5 0,6 0,6 600 1,06 15

8. 5,5 0,7 0,6 600 1,06 15

9. 5,5 1,4 0,6 600 1,06 15

10. 6 0,5 0,6 600 1,06 15

11. 6 0,6 0,6 600 1,06 15

12. 6 0,7 0,6 600 1,06 15

13. 6 1,5 0,6 600 1,06 15

4.3. Analiza microscopică optică

4.3.3. Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire

a) b)

Figura 4.28 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI fără preîncălzire:

a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) material topit, zona influenţată termic și material de

bază 500X, atac Nital 3%, P= 5 [kW] şi V= 2 [m/min]

Zona influenţată

termic

Zona influenţată

termic

Material topit

Material de bază

Material de bază

Material topit



a) b) c)


a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c)

material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 4 [kW] şi V= 0,6 [m/min]

a) b) c)



material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 6 [kW] şi V= 0,6 [m/min]

În figura 4.31.a se remarcă o linie de fuziune în formă de „gaură de cheie”, în partea

superioară baia având o ușoară supraînălțare, în partea inferioară zona influențată termic

ajungând doar la suprafața inferioară, datorită puterii mici folosite (P = 4 kW). La mijlocul

metalului topit se evidențiază axa de finalizare a solidificării. Structura zonei influențate termic

(figura 4.31.b) are nodule de grafit, insule de perlită, și martensită. În metalul topit și solidificat

se observă insule de grafit, ferită și cementită (figura 4.31.c). Efectul de adâncire la partea

superioară (figura 4.33.a.) apare la puteri mari (P = 6 kW), dacă se păstrează constantă viteza de

sudare (v = 0,6 m/min).

In figurile anterioare este marcată grosimea metalului topit (GMT) în partea expusă

razei laser și grosimea maximă a zonei influențate termic (ZIT). Grosimea metalului topit este în

jur de jumătate din grosimea tablei din fontă, funcție de parametrii de sudare folosiți. Cu cât

crește viteza de sudare, păstrând constantă puterea sursei, scade grosimea băii metalice topite

(figura 4.42).



Figura 4.42 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete DI fără

preîncălzire

4.3.4. Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire

a) b) c)

Figura 4.43 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI cu preîncălzire: a)

linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material

topit, 500X, atac Nital 3%; P= 6 [kW] şi V= 1 [m/min]

a) b) c)

Figura 4.47 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI cu preîncălzire: a)





Structura zonelor influențate termic este compusă din grafit, perlită și martensită (4.43.b),

iar în metalul topit și solidificat se observă grafit, ferită și cementită (figura 4.43.c). Datorită

folosirii unei viteze de sudare mari (V = 1m/min) la o putere mică (P = 4 kW) rezultă o fuziune

nepătrunsă (figura 4.47.a). Cu creșterea puterii până la P = 6 kW se observă apariția unei adânciri

tot mai pronunțate la partea superioară (figura 4.43.a). Cu cât crește viteza de sudare, păstrând

constantă puterea sursei, scade grosimea băii metalice topite (figura 4.49).

Figura 4.49 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete DI cu

preîncălzire

4.3.5. Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire

a) b) c)

Figura 4.52 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI fără preîncălzire:


material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 4,5 [kW] şi V= 0,5 [m/min]



a) b) c)

Figura 4.54 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI fără preîncălzire:


material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 4,5 [kW] şi V= 0,8 [m/min]

Liniile de fuziune au forma de „gaură de cheie”, fiind pătrunse. Structura zonelor

influențate termic este compusă din grafit, perlită și martensită, iar în metalul topit și solidificat se

observă grafit, ferită și cementită. Structura materialului topit este asemănătoare cu ce de la liniile

de fuziune realizate pe fontele DI. Datorită vitezei mici de sudare (V = 0,5 m/min) apar căderi ale

băii metalice (figura 4.52.a). Pe măsură ce viteza de sudare crește, aceste fenomen dispare (figura

4.54.a). Comparativ cu liniile de fuziune realizate pe DI fără preîncălzire se constată că materialul

topit are grosimea asemănătoare, dat lățimea zonei influențate termic este mai mare, asemănătoare

cu grosimea ZIT a liniilor de fuziune pe DI preîncălzită. Cu cât crește viteza de sudare, păstrând

constantă puterea sursei, scade grosimea băii metalice topite (figura 4.58).

Figura 4.58 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete ADI fără

preîncălzire



4.3.6. Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire

a) b) c)

Figura 4.59 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI cu preîncălzire: a)


topit, 500X, atac Nital 3%; P= 5 [kW] şi V= 0,6 [m/min]

a) b) c)

Figura 4.63 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI cu preîncălzire: a)



S-au obținut linii de fuziune pătrunse cu pereții laterali aproape verticali. În metalul topit

și solidificat se observă grafit, ferită și cementită, iar în zonele influențate termic grafit, perlită și

martensită. Datorită puterii mari (P = 5 kW) și a vitezei mici de sudare (V = 0,6 m/min) apar

căderi ale băii metalice (figurile 4.59.a). In figura 4.63.a se observă o retasură și un por în

apropierea suprafeței.

Se remarcă o creștere a grosimii MT și a ZIT comparativ cu liniile de fuziune obținute pe

fonta ADI fără preîncălzire. Cu cât crește viteza de sudare, păstrând constantă puterea sursei,

scade grosimea băii metalice topite (figura 4.65).



Figura 4.65 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete ADI cu

preîncălzire

4.4. Microscopia electronică (SEM) și compoziţia chimică (EDS)

Pentru determinarea compoziției chimice a eșantioanelor prelevate s-a utilizat

microscopul electronic cu baleiaj (SEM) marca JOEL, model JSM-6610LA, echipat cu

spectrometru de raze X dispersiv în energie (EDS), aflat în dotarea Université de Bourgogne,

Laboratoire Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB).

Micrografia SEM a materialului de bază DI este prezentată în figura 4.67. Se observă

insule de grafit (negre, cu diametre de aprox. 25 … 40 μm), domenii de ferită (albe) și de perlită

(cenușii). In figura 4.69 este prezentată micrografia SEM a materialului topit în urma realizării

linilor de fuziune pe epruveta DI fără preîncălzire pe care s-au aplicat parametrii P= 6 [kW] şi

V= 0,6 [m/min]. Se observă o structură specifică cementitei şi ledeburitei.

Figura 4.67 Micrografie SEM - material de

bază DI, microzona 010, 850X, atac Nital 3%

Figura 4.69 Micrografie SEM - material topit,

microzona 001, 1500X, atac Nital 3%



In figura 4.71 este prezentată micrografia SEM a materialului topit şi a zonei influenţate

termic în urma realizării linilor de fuziune pe epruveta DI fără preîncălzire pe care s-au aplicat

parametrii P= 6 [kW] şi V= 0,6 [m/min].

Figura 4.71 Micrografie SEM cu zonele de inspecție a materialului topit (microzona 002) şi

zonei influenţate termic (microzona 003), 70X, atac Nital 3%

Distribuția principalelor elemente de aliere în microzonele 002 şi 003, este prezentată în

figurile 4.72 şi 4.73, imagini obținute în câmp dispersiv de raze X. Se remarcă o creștere a

carbonului în zona influențată termic (figura 4.73) datorită cuprinderii grafitului în aria de

măsurare. Datorita erorilor de măsurare a Carbonului prin metoda EDS și imperfecțiunilor ei în

cazul concentrațiilor scăzute de elemente, rezultatele pot fi evaluate doar comparativ.

Figura 4.72 Spectru de raze X dispersiv în

energie (EDS) specific microzonei 002

Figura 4.73 Spectru de raze X dispersiv în

energie (EDS) specific microzonei 003

In figura 4.83 este prezentată variația concentrației de Si și Mn cu puterea (P = 4,5 … 6

kW) la menținerea constantă a vitezei de sudare (V = 0,6 m/min) pe epruvete DI fără

preîncălzire. In cazul zonei influențate termic se remarcă scăderea conținutului de Si și Mn odată

cu creșterea puterii. Reducerea conținutului de Mn în ZIT este benefică, deoarece acesta



favorizează apariția martensitei [8,53,105,107]. Reducerea conținutului de Si este dăunătoare,

fiind astfel inhibată formarea grafitului şi nu este împiedicată formarea carburii [8,53,105,107].

In cazul metalului topit variația celor două elemente este oscilantă.

0

0,5

1

1,5

2

2,5

4,5 5 6

% m

asă

Putere laser [kW]

Zona influențată termic

Si Mn

0

0,5

1

1,5

2

2,5

4,5 5 6

% m

asă

Putere laser [kW]

Metal topit

Si Mn

a) b)

Figura 4.83 Variația compoziției chimice cu puterea pentru V=0,6 m/min pe epruvete DI fără

preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit

In figura 4.100 este prezentată variația concentrației de Si și Mn cu puterea (P = 4,5 …

5kW) la menținerea constantă a vitezei de sudare (V = 0,6 m/min) pe epruvete ADI fără

preîncălzire. Atât în cazul zonei influențate termic cât și a metalului topit se remarcă creșterea

conținutului de Si și Mn odată cu creșterea puterii.

a) b)

Figura 4.100 Variația compoziției chimice cu puterea pentru

V=0,6 m/min pe epruvete ADI fără preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit



Aceeași tendință se manifestă și în cazul păstrării constante a puterii la P = 4,5 kW și

creșterii vitezei de sudare de la 0,5 la 0,6 m/min (figura 4.101). Creșterea conținutului de Si

determină scăderea solubilității carbonului în austenită, iar conținutul ridicat de mangan

favorizează apariția martensitei în zona influențată termic [8,53,105,107].

a) b)

Figura 4.101 Variația compoziției chimice cu viteza de sudare pentru

P=4,5 kW pe epruvete ADI fără preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit

In figura 4.111 este prezentată variația concentrației de Si și Mn cu viteza de sudare (V =

0,5 … 0,6 m/min) la menținerea constanță a puterii (P = 4,5 kW) pe epruvete ADI cu

preîncălzire. Atât în cazul zonei influențate termic cât și a metalului topit se remarcă creșterea

conținutului de Si și Mn odată cu creșterea vitezei de sudare.

a) b)

Figura 4.111 Variația compoziției chimice cu viteza de sudare pentru

P=4,5 kW pe epruvete ADI cu preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit



4.5. Difractometrie

Identificarea diferiților compuși cristalini s-a realizat cu ajutorul unui difractometru de

raze X marca PANALYTICAL, model X' PERT PRO, cu geometrie Bragg-Bretano, în 2θ

(figura 4.112), aflat în dotarea aflat în dotarea Université de Bourgogne, Laboratoire

Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB).

In figura 4.114 este prezentată difractograma obţinută pe linia de fuziune realizată pe

epruveta DI fără preîncălzire la care s-au aplicat parametrii P= 4,5 [kW] şi V= 0,6 [m/min]. Se

evidențiază prezența fazelor cementită (Fe3C; Pnma) și ferită (Iron; Im-3m). Formarea

cementitei în zona de resolidificare este atribuită dizolvării grafitului în timpul topirii, care se

extinde pe întreaga microstructură a zonei și solidificării rapide.

Figura 4.114 Difractograma obținută pe suprafața liniei de fuziune DI fără preîncălzire cu laser

P= 4,5 [kW] şi V= 0,6 [m/min]

In figura 4.116 este prezentată difractograma obţinută în urma realizării liniei de fuziune

pe epruveta ADI cu preîncălzire la care s-au aplicat parametrii P= 4,5 [kW] şi V= 0,6 [m/min].

Se observă prezența cementitei (Fe3C; Pnma) și a martensitei (I4/mmm).



Figura 4.116 Difractograma obținută pe suprafața liniei de fuziune ADI cu preîncălzire cu laser

P= 4,5 [kW] şi V= 0,6 [m/min]

In figura 4.118 este prezentată difractograma obţinută în urma comparaţiei dintre liniile

de fuziune pe epruveta ADI cu/fără preîncălzire la care s-au folosit parametrii: P= 5,5 [kW] şi

V= 0,8 [m/min] (fără preîncălzire), P= 4,5 [kW] şi V= 0,6 [m/min] (cu preîncălzire) şi materialul

de bază ADI. Se observă suprapunerea diagramelor cu/fără preîncălzire.

40 50 60 70 80 90 100 110 120 1302Theta (°)

0

400

1600

3600

6400

10000

Inte

nsity (

counts

)

Figura 4.118 Difractograma obținută pe suprafața liniei de fuziune ADI cu preîncălzire şi

material de bază ADI



4.6. Incercări de microduritate

Pentru a determina microduritatea în cele trei zone distincte: material de bază, zona

influenţată termic şi materialul topit obţinute în urma aplicării tehnologiei de sudare cu fascicul

laser, s-au prelevat probe reprezentative care au fost tăiate perpendicular pe axa liniilor de

fuziune.

Figura 4.120 Distribuția indentărilor de microduritate Vickers (linia I la 1.5 mm de suprafață,

linia II la 3 mm de suprafață, linia III la 4.5 mm de suprafață)

Rezultatele testului de duritate obţinute pe epruvetele DI sudate fără preîncălzire cu

fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 4 [kW] şi V= 0,6 [m/min] sunt

prezentate în figura 4.121.

Figura 4.121 Duritatea HV05 la sudarea DI cu laser P= 6[kW] şi V= 1[m/min]

material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); (◊ linia 1,

□ linia 2, ∆ linia 3)

Rezultatele testului de duritate obţinute pe epruvetele DI sudate cu preîncălzire cu

fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 4 [kW] şi V= 0,6 [m/min] sunt




Figura 4.128 Duritatea HV05 la sudarea DI cu laser P= 6[kW] şi V= 1[m/min]



Rezultatele testului de duritate obținute pe epruvetele ADI sudate fără preîncălzire cu

fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 6 [kW] și V= 1 [m/min] sunt


Figura 4.134 Duritatea HV05 la sudarea ADI cu laser P= 6[kW] și V= 1[m/min]



Rezultatele testului de duritate obținute pe epruvetele ADI sudate cu preîncălzire cu

fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 6 [kW] și V= 1 [m/min] sunt




Figura 4.141 Duritatea HV05 la sudarea ADI cu laser P= 6[kW] și V= 1[m/min] material de

bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); (◊ linia 1, □ linia 2, ∆

linia 3)

4.6.5. Concluzii

Rezultatele testului de duritate sunt în concordanță cu observațiile de la microscopia

optică, microscopia SEM și difracția de raze X. In toate cazurile s-a obținut în materialul topit și

resolidificat o duritate foarte mare (> 650 HV05, chiar și 870 HV05), ceea ce demonstrează

transformarea grafitului în cementită. Se remarcă o duritate mai mare la adâncimile de 3 mm și

4,5 mm față de duritatea pe linia apropiată de suprafață (la 1,5 mm).

Duritatea zonei influențate termic este si ea mare (> 400 HV05), 200% față de duritatea

materialului de bază în cazul DI, respectiv 150% în cazul ADI, ceea ce relevă formare

martensitei în ZIT.

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

4 4,5 5 5,5 6

Du

rita

tea

HV

05

Puterea laser [kW]

MT ZIT 1 ZIT 2

Figura 4.148 Variația durității cu puterea pentru V=0,6 m/min pe epruvete DI fără preîncălzire



Din figura 4.148 rezultă că puterea

laserului nu are o influență notabilă asupra

durității materialului topit la sudarea DI cu

laser fără preîncălzire. Același lucru se

poate spune și despre duritatea în ZIT, cu

excepția puterii de 4 kW, care are duritatea

mai mică.

O situație similară se remarcă în

figura 4.149, care ilustrează variația durității

cu viteza de sudare pentru P= 4,5 kW pe

epruvete DI fără preîncălzire. Aceeași

tendință se manifestă și în cazul sudării

laser a DI cu preîncălzire.

La sudarea laser a ADI fără

preîncălzire, puterea sursei laser nu influențează semnificativ duritatea materialului topit și a

zonei influențate termic, dacă se menține viteza de sudare constantă (figura 4.150.a). Dacă se

menține puterea constantă (P= 4,5 kW), creșterea vitezei de sudare determină o ușoară reducere a

durității materialului topit și a zonei influențate termic (figura 4.150.b).

a) b)

Figura 4.150 a) Variația durității cu puterea pentru V=0,6 m/min; b) variația durității cu viteza

de sudare pentru P= 4,5 kW pe epruvete ADI fără preîncălzire

In cazul sudării laser a ADI cu preîncălzire (figura 4.151), atât creșterea puterii sursei

laser la viteză de sudare constantă (V=0,6 m/min) cât și creșterea vitezei de sudare la putere

Figura 4.149 Variația durității cu viteza de

sudare pentru P= 4,5 kW pe epruvete DI fără

preîncălzire



constantă (P= 4,5 kW) determină o ușoară reducere a durității materialului topit și a zonei

influențate termic.

a) b)

Figura 4.151 a) Variația durității cu puterea pentru V=0,6 m/min; b) variația durității cu viteza

de sudare pentru P= 4,5 kW pe epruvete ADI cu preîncălzire

Duritățile obținute în cazul aplicării preîncălzirii sunt mai mici decât cele obținute în

absența preîncălzirii, datorită vitezelor mai mici cu care au loc transformările structurale. In

cazul liniilor de fuziune obținute cu laser pe ADI, duritățile în metalul topit cu preîncălzire sunt

cu 10% mai mici decât cele fără preîncălzire. In cazul liniilor de fuziune obținute cu laser pe DI,

duritățile în metalul topit cu preîncălzire sunt cu 15% mai mici decât cele fără preîncălzire.

In cazul sudurii laser fără preîncălzire, duritățile în metalul topit sunt cu 10% mai mici la

ADI decât la DI. In cazul sudurii laser cu preîncălzire, duritățile în metalul topit sunt cu 5% mai

mici la ADI decât la DI.

In cazul liniilor de fuziune obținute cu laser pe ADI, duritățile în zona influențată termic

cu preîncălzire sunt cu 5% mai mici decât cele fără preîncălzire. In cazul liniilor de fuziune

obținute cu laser pe DI, duritățile în zona influențată termic cu preîncălzire sunt cu 10% mai mici

decât cele fără preîncălzire.

Aceste rezultate demonstrează ca procedeul de sudare cu laser fără material de adaos nu

poate fi aplicat la sudarea fontelor ADI/DI.



CAPITOLUL 5

Concluzii finale și contribuții proprii

In studiul de faţă am urmărit influenţa tehnologiilor de sudare asupra schimbărilor

structurale şi de caracteristici mecanice la fonte cu grafit nodular ausferitice obţinute prin

tratament termic (ADI) şi fonte cu grafit nodular (DI).

In urma desfășurării testelor și analizelor care au avut ca obiect de cercetare sudarea

fontelor ADI/ DI, dezvoltate pe parcursul elaborării și finalizării tezei de doctorat, am ajuns la

următoarele concluzii:

- microstructura materialului de bază DI conține grafit nodular înconjurat de inele de

ferită și perlită lamelară, confirmă cunoștințele existente în literatură;

- microstructura materialului de bază ADI conține grafit nodular, ferită aciculară şi

austenită reziduală, confirmă cunoștințele existente în literatură;

- zona influențată termic obținută prin procedeele de sudare MMA și WIG este

caracterizată de prezența în microstructura a grafitului nodular, perlită lamelară și

ferită;

- microstructura cordonului de sudură obținută prin procedeele de sudare MMA și WIG

este caracterizată de o matrice feritică cu mici cantități de particule de grafit

dispersate și austenită;

- în zona de fuziune în timpul procesului de sudare se modifică conţinutul de carbon

datorită influenţei materialului de adaos şi în timpul solidificării se precipită particule

dispersate de grafit;

- în zona influențată termic valorile durității sunt mai mari comparativ cu cele ale

cordonului de sudură și ale materialului de bază ADI;

- examinarea cu radiații X nu a evidențiat defecte de tip fisuri însă se poate observa

defecte de tip pori și lipsă de topire în cordonul de sudură;

- utilizarea unui material de adaos pe bază de Nichel previne formarea martensitei, ceea

ce confirmă cunoștințele existente în literatură;

- utilizând procedeul de sudare WIG şi electrodul OK92.18 a rezultat o valoare a

durității ridicate (320 HV30) în cordonul de sudură;

- folosind tehnologia de sudare cu laser, a rezultat o microduritate a zonei influențate

termic și a metalului topit mai mare decât cea a materialului de bază ADI/DI;



- utilizând tehnologia de sudare cu fascicul laser este inevitabilă apariția fisurilor

indiferent de parametrii utilizați, ceea ce validează cunoștințele privind

comportamentul ADI la temperaturi ridicate în exploatare;

- mecanismul de formare a fisurilor în metalul topit poate fi atribuită tensiunilor interne

generate de prezența cementitei și a martensitei în structură;

- în materialului topit se evidențiază o microstructură formată din: grafit nodular; ferită

și cementită;

- în zona influențată termic se evidențiază o microstructură mixtă formată din: grafit

nodular, perlită și martensită;

- prezența martensitei și a cementitei în microstructură a fost confirmată inițial de

analiza metalografică și cea difractometrică;

- difractograma cu raze X, obținută pe suprafața materialului topit a probei DI fără

preîncălzire, pune în evidență prezența cementitei și a feritei;

- difractograma cu raze X, obținută pe suprafața materialului topit a probei ADI cu

preîncălzire, pune în evidență prezența următoarelor faze: cementită și martensită;

- după efectuarea măsurătorilor de microduritate, diferența pe cele trei linii ale

materialului topit poate fi atribuită vitezei de răcire;

- la sudarea laser, menținând constantă puterea laserului și crescând viteza de sudare se

observă o scădere a grosimii materialului topit și a zonei influențate termic;

menținând constantă viteza de sudare și crescând puterea laserului se obține o mărire

a zonei influențate termic;

- mărind viteza de sudare la realizarea liniilor de fuziune, adâncimea de penetrare scade

în timp ce microstructura rămâne neschimbată;

- geometria liniilor de fuziune realizate este satisfăcătoare, dar nu este optimă. In cazul

grosimii de 6 mm testate, cele mai bune rezultate s-au obținut pentru viteza de sudare

de 0,6 m/min, pentru toată plaja de puteri între 4…6 kW.

Pe baza cercetărilor efectuate au rezultat unele recomandări pentru:

1. Fonta ADI:

✓ tehnologia de sudare WIG împreună cu materialul de adaos comercial OK 92.58 se

poate aplica cu succes doar în cazul remedierilor de componente fabricate din

materiale ADI;

✓ folosind tehnologia de sudare WIG împreună cu materialul de adaos comercial OK

92.58 şi aplicarea temperaturii de preîncălzire în intervalul 220º-250ºC, elimină

fenomenul de apariţie a fisurilor în cordonul de sudură;



✓ tehnologia de sudare cu fascicul laser fără material de adaos nu reprezintă o soluţie

recomandabilă pentru îmbinări de rezistenţă datorită formării în microstructură a

carburilor, care determină fragilizarea îmbinării.

2. Fonta DI:

✓ tehnologia de sudare WIG împreună cu materialul de adaos comercial OK 92.18 se


materiale DI;

✓ tehnologia de sudare MMA împreună cu materialul de adaos comercial OK 92.18 se


materiale DI;

✓ folosind tehnologiile de sudare WIG şi MMA împreună cu materialul de adaos

comercial OK 92.18 şi aplicarea temperaturii de preîncălzire în intervalul 220º-280ºC,

elimină fenomenul de apariţie a fisurilor în cordonul de sudură;

✓ aplicarea tehnologiei de sudare cu fascicul laser cu/fără preîncălzire şi fără material

de adaos nu reprezintă o soluţie recomandabilă pentru îmbinări de rezistenţă datorită

formării în microstructură a carburilor, care determină fragilizarea îmbinării.

Pe baza obiectivelor propuse și a rezultatelor cercetărilor experimentale obținute folosind

procedeele de sudare MMA, WIG și tehnologia de sudare cu fascicul laser fără material de adaos

în condiții cu/fără preîncălzire aplicate pe ADI/DI pe parcursul elaborării tezei de doctorat pot

enumera următoarele contribuții personale privind aspectele tehnologice ale sudabilității ADI/DI:

• alegerea electrozilor comerciali (OK 92.18 și OK 92.58) produși de firma ESAB;

• preîncălzirea probelor în vederea sudării în intervalul de temperatură 220 … 280 °C;

• proiectarea și realizarea unui dispozitiv experimental pentru prevenirea deplanării

epruvetelor în timpul sudării;

• stabilirea parametrilor regimului de sudare MMA, WIG și a domeniilor fezabile

pentru fascicul laser, din punct de vedere al geometriei și compactității îmbinării;

• evidențierea influenței parametrilor de sudare asupra geometriei liniilor de fuziune

(grosimea materialului topit și a zonei influențate termic);

• determinare influenței parametrilor de sudare asupra durității îmbinării.

Contribuții personale privind aspectele metalurgice ale sudabilității ADI/DI:

• investigarea amănunțită a liniilor de fuziune utilizând microscopia optică, electronică,

EDS și determinarea durității.

• stabilirea transformărilor structurale la sudarea laser fără material de adaos, atât prin

microscopie cât și prin difractometrie;



• evidențierea influenței vitezei de sudare și a puterii laserului asupra variației

elementelor chimice componente ale ADI/DI.

CAPITOLUL 6

Perspective de cercetare și diseminarea rezultatelor

In urma cercetărilor experimentale efectuate în cadrul tezei de doctorat s-au identificat

noi perspective de cercetare:

✓ aplicarea tehnologiei de sudare prin fricțiune (FSW- Friction Stir Welding) pe fontele

ADI/ DI cu/ fără preîncălzire;

✓ aplicarea tehnologiei de sudare cu fascicul laser și utilizarea unui material de adaos

grafitizant;

✓ elaborarea unui nou material de adaos pentru sudarea fontelor ADI/DI aplicând

procedeele de sudare MMA și WIG.

Pe parcursul pregătirii prezentei teze de doctorat am publicat următoarele articole în

reviste BDI:

1. Mon, I.C., Tierean, M.H., A Review on Tests of Austempered Ductile Iron Welding,

Bulletin of the Transilvania University of Brasov, Vol. 8 (57) No. 1-2015, ISSN 2065-

2119 (Print), ISSN 2065-2127 (CD-ROM), pp. 59-66 (EBSCO).

2. Fazakas B., Seculin R.C., Machedon Pisu T., Mon I.C., Experimental researches and

aspects regarding pipe-steel gouging, Metallurgy and New Materials Researches, Vol.

XXIII, No. 3/2015, pp. 25-32. (CNCSIS B+).

Pe parcursul pregătirii prezentei teze de doctorat am publicat următoarele articole în

proceedings BDI:

1. Mon I.C., Tierean M.H., Nofal A., Research on GTAW/SMAW weldability of ADI/DI

using electrodes ENi-Cl and ENiFe-Cl-A, Advanced Materials Research, Vol. 1128

(2015), Trans Tech Publications, Switzerland, pp. 242-253 (SCImago).

2. Mon I.C., Tierean M.H., Cicala E., Pilloz M., Tomashchuk I., Sallamand P.,

Characterization of fusion lines obtained with laser welding on ductile iron plates, Solid

State Phenomena, Vol. 254, (2016), pp 33-42 (SCOPUS).



Pe parcursul pregătirii prezentei teze de doctorat am făcut următoarele prezentări la

conferințe internaționale:

1. Mon I.C., Tierean M.H., Nofal A., Research on GTAW/ SMAW weldability of ADI/ DI

using electrodes ENi-Cl and ENI-Fe-Cl-A, BraMat 2015, 9th International Conference on

Materials Science & Engineering, March 5-7, 2015, Book of Abstracts, Brașov, Romania,

pag. 273.


Characterization of fusion lines obtained with laser welding on ductile iron plates,

International Conference on Advanced Materials and Structures, October 16, 2015, Book

of Abstract, Timișoara, Romania, pag. 12.


Characterization of fusion lines obtained by laser welding on preheated ductile iron

plates, BraMat 2017, 10th International Conference on Materials Science & Engineering,

March 8-11, 2017, Book of Abstracts, Brașov, Romania, pag. 228.

Bibliografie selectivă

1. Abboud J.H., Microstucture and erosion characteristic of nodular cast iron surface modified

by Tungsten Inert Gas, Materials and Design, Volume 35, 2012, pp. 677-684.

2. Agüera F.R., Ansaldi A., Reynoso A., Fierro V., Villar N.A., Aquino D., Ayllón E.S., Analisis

de soldadura de fundiciones ADI con electrodos de Fe-Ni, CONAMET/ SAM 2008

3. Akca C., Karaaslan A., Influence of austempering time on the morphology of heat affected

zone in welding of uper bainitic unalloyed ADI, Metal 2008, 13.-15. 5. 2008, Hradec nad

Moravici, pp. 1-5.

8. ASM Handbook, Casting, Volume 15, 2008.

9. ASTM A536-84, Standard Specification for Ductile Iron Castings.

10. ASTM A897M-03, Standard Specification for Austempered Ductile Iron Castings.

16. Banna E.M., Nageda M.S., Abo El- Saadat M.M., Study of restoration by welding of perlitic

ductile cast iron, Materials Letters, Vol. 42, 2000, pp. 311-320.

18. Benyounis K.Y., Fakron O.M.A., Abboud J.H., Olabi A.G., Hashmi M.J.S., Surface melting

of nodular cast iron by Nd-YAG laser and TIG, Journal of Materials Processing Technology

170, 2005, pp. 127- 132.

21. Cárcel-Carrasco J., Pascual M., Pérez-Puig M., Segovia F., Comparative study of TIG and

SMAW root welding passes on ductile iron cast weldability, Metalurgija 56 (2017) 1-2, pp.

91-93.

24. Chang H.T., Wang C.J., Cheng C.P., Microstructure feature of friction stir butt-welded

ferritic ductile iron, Materials and Design 56, 2014, pp. 572-578.

26. Cheng C.P, Lin H.M, Lin J.C, Friction stir welding of ductile iron and low carbon steel,

Science and Technology of Welding and Joining, Volume 15, 2010, pp. 706-711.

31. El-Banna E.M., Effect of preheat on welding of ductile cast iron, Materials Letters, Volume

41, Issue 1, October 1999, pp. 20–26.

32. El-Kashif E., Morsy M.A., Welding of Austempered Ductile Cast iron, New York Science

Journal, 2011, 4(4), pp. 21-27.



33. El-Shennawy M., Omar A, Similar and Dissimilar Welding of Ductile Cast Iron. In: Hinduja

S, Li L (eds) Proceedings of the 36th International MATADOR Conference. Springer,

London, 2010, pp. 297-302.

34. Erfanian-Naziftoosi H.R., Haghdadi N., Kiani-Rashid A.R., The effect of Isothermal heat

treatment time on the microstructure and properties of 2.11% Al Austempered Ductile Iron,

Journal of Materials Engineering and Performance, Volume 21, 2012, pp. 1785-1792.

43. Harding R.A., The production, properties and automotive applications of austempered

ductile iron, Kovove Mater., 45, 2007, pp. 1-16.

50. http://netlite.com.my/home/wp-content/uploads/2011/09/C32.pdf

51. http://netlite.com.my/home/wp-content/uploads/2011/09/C33.pdf.

53. http://www.ductile.org/didata/Section2/2intro.htm

56. https://www.die-verbindungs-

spezialisten.de/fileadmin/user_upload/Broschueren/Poster/Poster_

Schweisspositionen_2.0_English_final_low.pdf.

58. Jeshvaghani R.A., Harati E., Shamanian M., Effects of surface alloying on microstructure

and wear behavior of ductile iron surface-modified with a nickel- based alloy using shielded

metal arc welding, Materials and Design 32, 2011, p. 1531-1536.

59. Karaaslan A., Akca C., Characterization of the Heat Affected Zone in Gas Tungsten Arc

Welds of Unalloyed Austempered Ductile Iron, Materials Testing: Vol. 50, 2008, No. 5, pp.

264-267.

61. Kelly T.J., Bishel R.A., Wilson R.K., Welding of ductile iron with Ni-Fe-Mn filler metal,

Welding Research Supplement, 3:1985, pp.79-85.

63. Kim Y.J., Shin H., Park H., Lim J.D., Investigation into mechanical properties of

austempered ductile cast iron (ADI) in accordance with austempering temperature,

Materials Letters 62, 2008, pp. 357-360.

64. Klimpel A., Dobrzanski L.A., Laser powder surfacing of the Si-Mo spheroidal cast iron with

nickel powder, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering,

volume 17, issue 2, (2006), pp. 21-26.

69. Lawrynowicz Z., Dymski S., Analysis of carbon partitioning during ausferritic reaction in

ADI, Archives of Foundry Engineering, volume 8, issue 3/2008, pp. 69 – 74.

70. Lawrynowicz Z., Kinetics of the bainite transformation in austempered ductile iron ADI,

Advances in Materials Science, 2016, Vol.16, nr 2(48), pp. 47-56

72. Li D., Zhou Z., Sun, D., Analysis on the welding heat-affected zone microstructures of

austempered ductile iron, Journal of Materials Science 39, 2004, p. 7119 – 7124.

73. Lin C.M., Chandra A.S., Morales-Rivas L., Huang S.Y., Wu H.C., Wu Y.E., Tsai H.L.,

Repair welding of ductile cast iron by laser cladding process: microstructure and

mechanical properties, International Journal of Cast Metals Research, 201,4 Vol 27, No 6,

pp. 378-383.

83. Mesko J., Hopko A., Fabian P., Repairing technology of high-strength cast irons, Special

Issue 2, Volume VI, May 2011, pp. 106-111.

86. Mon I.C., Tierean M.H., A review on tests of austempered ductile iron welding, Bulletin of

the Transilvania University of Braşov, Series I, Vol. 8 (57) No. 1 – 2015, pp. 59-66.


Characterization of fusion lines obtained by laser welding on preheated ductile iron plates,

BraMat 2017, 10th International Conference on Materials Science & Engineering, March 8-

11, 2017, Book of Abstracts, Brașov, Romania, p. 228.


Characterization of fusion lines obtained with laser welding on ductile iron plates, Solid

State Phenomena, Vol. 254, 2016, pp. 33-42.



89. Mon I.C., Tierean M.H., Nofal A., Research on GTAW/SMAW weldability of ADI/DI using

electrodes ENi-Cl and ENiFe-Cl-A, Advanced Materials Research, Vol. 1128, 2015, Trans

Tech Publications, Switzerland, pp. 242-253.

90. Morsy M.A., El- Kashif E., Repair Maintenance of Diesel Engine Cylinder Head, Journal of

American Science, 7 (3), 2011, pp. 158-168.

94. Pascual M., Cembrero J., Salas F., Pascual Martinez M., Analysis of the weldability of ductile

iron, Material Letters 62, 2008, pp. 1359-1362.

95. Pascual M., Ferrer C., Rayon E., Weldability of spheroidal graphite ductile cast iron using

Ni/ Ni-Fe electrodes, Revista de Metalurgia, 2009, pp. 334-338.

104. Reed P.A.S., Thomson R.C., James J.S., Putman D.C., Lee K.K., Gunn S.R., Modelling of

microstructural effects in the fatigue of austempered ductile iron, Materials Science and

Engineering A346, 2003, pp. 273-286.

105. Rio Tinto Iron and Titanium Inc, Ductile Iron Data for Design Engineer, Canada, 1990.

107. Riposan I., Sofroni L., Chişamera M., Fonta bainitică, Editura tehnică, Bucureşti, 1988.

108. Riposan, I., Chisamera, M., Sofroni, L., Stan, S., Liliac, M., Contributions to the

Development of Nodular and Vermicular Cast Iron Technologies, 63rd World Foundry

Congress, Budapest, 1998.

111. Shelton P.W., Bonner A.A., The effect of copper additions to the mechanical properties of

austempered ductile iron (ADI), Journal of Materials Processing Technology 173, 2006, pp.

269-274.

114. Standfuss J., Stamm U., Bretschneider J., Kirchhoff G., Brenner B., Laser welded cast iron

to steel joints for differentials, Global Powertrain Congress, GPC 2013, Troy, Michigan,

USA, 29 - 30 October 2013, pp.1-8.

115. Sun D., Zhou Z., Wang W., Liu L., Effect of Si, Mn, and Al on the Microstructure and

Mechanical Properties of ADI Weld Metal, Journal of Materials Science and Technology,

Volume 18 No. 3, 2002, pp. 271-274.

116. Sun D., Zhou Z., Zhao Z., Development of a new electrode for arc welding of austempered

ductile iron (ADI), Chinese Journal of Materials Science and Technology, Volume 8, 1992,

pp. 401-405.

117. Sun D.Q., Gu X.Y., Liu W.H., Xuan Z.Z., Welding consumable research for austempered

ductile iron (ADI), Materials Science and Engineering A 402, 2005, pp. 9-15.

118. Sun D.Q., Wang W.Q., Xuan Z.Z., Ren Z.A., Sun D.X., Transformation characteristics,

microstructure and mechanical properties of austempered ductile iron welds, Materials

Science and Technology 23, 2007, pp. 92-96.

124. Ueji R., Fujii H., Ninomiya T., Mino A., Microstructure evolution in dissimilar metal joint

interface obtained by friction welding of cast iron and carbon steel, Transaction of JWRI,

42(2013), No.1, pp. 33-37.

125. Umetani T., Takada H., Ikeda T., Yamaguchi T., Era H., Nishio K., Transformation process

of weld heat-affected zone in solution-strengthened ferritic ductile cast iron, Welding

International Volume 29, 2015 - Issue 5, pp. 342-348.

128. Voigt R.C., Lopez C.R., A study of Heat-Affected Zone Structures in Ductile Cast Iron,

Welding Research Supplement, 1983, pp. 82- 88.

129. Winiczenko R., Kaczorowski M., Friction welding of ductile cast iron using interlayers,

Materials and Design 34, 2012, pp. 444-451.

130. Winiczenko R., Kaczorowski M., Friction welding of ductile iron with stainless steel,

Journal of Materials Processing Technology 213, 2013, pp. 453– 462.

135. Yu J., Jung T., Kim S., Rhee S., Laser welding of cast iron and carburized steel for

differential gear, Journal of Mechanical Science and Technology 25(11), 2011, pp. 2887-

2893.

139. Zimba J., Simbi D. J., Navara E., Austempered ductile iron: an alternative material for

earth moving components, Cement and Concrete Composites 25, 2003, pp. 643-649.



Rezumat

Teza de doctorat intitulată “Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI” vine ca un

răspuns în întâmpinarea cercetătorilor preocupaţi de a descoperi noi metode de îmbinare prin

sudare a fontelor cu grafit nodular ausferitice obţinute prin tratament termic (ADI), acest

material fiind considerat o variantă de înlocuire a oţelului în diferite aplicaţii industriale datorită

proprietăţilor unice de rezistenţă la tracţiune, rezistenţă la uzură, duritate.

Pentru realizarea obiectivului propus s-au aplicat trei tehnologii de sudare: MMA, WIG şi

sudarea cu fascicul laser, s-a proiectat şi realizat un dispozitiv experimental pentru a preveni

deplanarea epruvetelor în timpul sudării, datorită tensiunilor interne apărute în timpul procesului

de sudare.

Teza s-a axat pe problema sudurii a unor materiale folosite în industrie fonte cu grafit

nodular ausferitice obținute prin tratament termic (ADI) și fonte cu grafit nodular (DI) precum și

pe diminuarea fenomenului de fisurare apărut în urma aplicării tehnologiei de sudare cu fascicul

laser atât la sudarea cu preîncălzire cât şi la sudarea fără preîncălzire. În urma aplicării diferitelor

tehnologii de sudare, rezultatele obținute au fost analizate privind microstructura și proprietățiile

mecanice.

Abstract

The Ph.D. thesis titled “Researches concerning the weldability of Austempered Ductile

Iron” is a response to researchers interested in discovering new welding methods of the

ausferritic nodular graphite cast iron obtained by heat treatment (ADI), this material being

considered as a replacement of steel in various industrial applications due to the unique

properties of tensile strength, wear resistance, hardness. To achieve the proposed goal, three

welding technologies were applied: MMA, WIG and laser beam welding, an experimental device

were designed and made to prevent delamination of the specimens during welding due to the

internal stresses that occurred during the welding process. The thesis focused on the welding of

some materials used in industry the ausferritic nodular graphite cast iron obtained by heat

treatment (ADI) and nodular graphite cast iron (DI) as well as on the reduction of the cracking

phenomena resulting from application of the laser beam welding technology both for preheating

welding and welding without preheating. Following the using of different welding technologies,

the obtained results were analysed for microstructure and mechanical properties.



Curriculum Vitae

INFORMAŢII PERSONALE

NUME MON Ioan Cătălin

ADRESĂ Loc. Făgăraş, str. 1 Decembrie 1918, bl.13B, Sc. C,

ap. 13, jud. Braşov

TELEFON 0737845452

E-MAIL [email protected]

NAŢIONALITATE Română

DATA ŞI LOCUL NAŞTERII 17.04.1988, Făgăraş

EDUCAŢIE ŞI FORMARE 2013- 2016 Student- doctorand Ingineria Materialelor

Universitatea Transilvania Braşov

Facultatea de Ştiinţa şi Ingineria Materialelor

2011- 2013 Student- masterand



2007- 2011 Student- licenţă



LIMBI STRĂINE CUNOSCUTE Engleză (bine/ bine/ bine)

Franceză (bine/ bine/ bine)

COMPETENŢE TEHNICE Cunoștințe ale sistemului de operare Microsoft

Windows, elaborare instrucțiuni tehnologice de

sudare, examinare nedistructivă a îmbinărilor sudate,

editare grafica: Draft Sight 2016, Autocad 2013.

ACTIVITATE ŞTIINŢIFICĂ 4 articole ştiinţifice BDI.

EXPERIENȚA PROFESIONALĂ 2013-2014 UPRUC CTR Făgăraş, inginer sudor

2014-2016 CONFIND Câmpina, inginer sudor

2016-2017 J. Christof E&P Services SRL, inginer sudor



Curriculum Vitae

PERSONAL INFORMATIONS

NAME MON Ioan Cătălin

ADRESS Loc. Făgăraş, str. 1 Decembrie 1918, bl.13B, Sc. C,

ap. 13, jud. Braşov

PHONE 0737845452

E-MAIL [email protected]

NATIONALITY Romanian

DATE AND PLACE OF BIRTH 17.04.1988, Făgăraş

EDUCATION 2013- 2016 Phd. Student in Materials Engineering

Transilvania University of Braşov

Materials Science and Engineering Faculty

2011- 2013 Master degree in Welding Engineering



2007- 2011 Bachelor degree in Industrial Engineering



FOREIGN LANGUAGES English (Proficient user/Proficient user/Proficient user)

French (Proficient user/Proficient user/Proficient user)

TECHNICAL SKILLS Knowledge of the Microsoft Windows operating

system, elaboration of technological welding

instructions, non-destructive examination of welded

joints,

graphic editing: Draft Sight 2016, Autocad 2013.

SCIENTIFIC ACTIVITY 4 scientific papers IDB.

PROFESSIONAL EXPERIENCE 2013-2014 UPRUC CTR Făgăraş, welding engineer

2014-2016 CONFIND Câmpina, welding engineer

2016-2017 J. Christof E&P Services SRL, welding

engineer

Documents

Ing. Ioan Cătălin MON · de îmbinare prin sudare a fontei cu grafit nodular ausferitică obținută prin tratament termic, ceea ce a condus la aplicarea a trei tehnologii de sudare: