Smcurs1234 Ifr

Structura metalelor

1Ştiinţa materialelor – Curs şi aplicaţii

UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 1: STRUCTURA METALELOR

CUPRINS UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 1: STRUCTURA METALELOR.......................1

OBIECTIVELE UNITATII DE INVATARE NR. 1.................................................................... 2

1.1. STRUCTURA CRISTALINĂ A MATERIALELOR METALICE........................................ 2

1.1.1. Geometria reţelei cristaline ...................................................................................... 3 1.1.2. Sisteme cristalografice ............................................................................................. 4 1.1.3. Coordonatele nodurilor unei celule elementare ....................................................... 5 1.1.4. Plane şi direcţii cristalografice.................................................................................. 6 1.1.5. Structura cristalelor. Reţele cristaline ale metalelor................................................. 7 1.1.6. Compactitatea reţelelor metalice.............................................................................. 9 1.1.7. Polimorfism............................................................................................................. 11 1.1.8. Structura reală a cristalelor .................................................................................... 11 1.1.9. Imperfecţiuni punctiforme....................................................................................... 12 1.1.10. Imperfecţiuni liniare sau dislocaţii ........................................................................ 14 1.1.11. Proprietăţile dislocaţiilor ....................................................................................... 15 1.1.12. Defecte de suprafaţă ............................................................................................ 17 1.1.13. Consecinţele practice ale existenţei imperfecţiunilor structurale asupra proprietăţilor materialelor metalice).................................................... 18

TEST DE AUTOEVALUARE LA UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 1 ................................... 20

LUCRARE DE VERIFICARE LA UNITATEA DE INVATARE NR. 1 ................................... 20

BIBLIOGRAFIE PENTRU UNITATEA DE INVATARE NR. 1.............................................. 21

Structura metalelor

2 Ştiinţa materialelor – Curs şi aplicaţii

OBIECTIVELE UNITATII DE INVATARE NR. 1

Principalele obiective ale Unităţii de învăţare nr. 1 sunt:

• Cunoaşterea elementelor geometrice ale reţelelor cristaline.

• Cunoaşterea tipurilor de sisteme şi reţele cristalografice.• Familiarizarea cu teoria deformărilor plastice. • Clasificaţi reţelele cristalografice în funcţie de gradul de

compactitate şi numǎrul de coordinaţie. • Cunoaşterea proprietatii de polimorfism a materialelor

metalice. • Cunoaşterea defectelor punctiforme: vacanţe, atomi

interstiţiali şi atomi strǎini • Cunoaşterea impuritǎţilor liniare sau dislocaţii: • Cunoaşterea consecinţelor practice ale existenţei

imperfecţiunilor structurale asupra proprietăţilor materialelor metalice.

1 . 1 . S T R U C T U R A C R I S T A L I N Ă A M A T E R I A L E L O R M E T A L I C E

În funcţie de legăturile atomice materialele se pot clasifica: - materiale metalice (metale şi combinaţii de mai multe metale numite aliaje); - materiale semimetalice (semiconductori cum ar fi siliciul şi germaniul); - materiale nemetalice (substanţe anorganice şi organice);

Metalele sunt substanţe cristaline (cu excepţia mercurului) în care atomii sunt distribuiţi ordonat şi periodic respectând anumite legi de simetrie, determinând structuri cristaline specifice în care distanţele dintre atomi sunt de ordinul angstromilor (1Å=10-10=10-8

cm). Prin fenomenul de difracţie al razelor X s-a pus în evidenţă aranjamentul regulat al atomilor în particule de forme geometrice denumite cristale. Din punct de vedere al proprieţătilor fizico-mecanice cristalul este anizotrop, asta înseamnă că pe direcţii atomice diferite proprietăţile variază, deci nu sunt aceleaşi. Aglomerările de cristale formează structura cristalină care prezintă următoarele caracteristici: a). Simetrie internă-atomii sau particulele constituente sunt aranjate periodic în spaţiu; b). Simetrie externă-cristalele iau forma de poliedre convexe determinate de procesul de cristalizare. Un poliedru convex este caracterizat de o serie de elemente geometrice cum ar fi feţele cristalului (F), muchiile (M) şi colţurile sau nodurile (N). Între aceste elemente geometrice ale cristalelor, Euler a scris următoarea relaţie:

F N M 2+ = + (1.1) c). Procesele de germinare-la formarea cristalelor au loc o serie de procese de germinare (nucleaţie) şi creştere din stare gazoasă, topituri, soluţii;

Structura metalelor


d). Deformarea şi ruperea cristalelor-sub acţiunea unor solicitări mecanice cristalul se poate deforma sau rupe de-a lungul unor plane cu maximă densitate atomică, numite plane de alunecare sau de clivaj; e). Difracţia coerentă a razelor X, a fasciculului de electroni sau neutroni-planele de atomi se comportă ca nişte reţele de difracţie atunci când distanţele atomice sunt comparabile cu lungimile de undă ale radiaţiilor folosite; f). Anizotropia-distanţele dintre atomi sunt diferite în funcţie de direcţiile cristalografice, astfel rezultă că majoritatea proprietăţilor sunt diferite pe direcţii diferite [1], [2], [7], [8], [9].

1.1.1. Geometria reţelei cristaline Aranjamentul atomic într-un cristal este descris cu ajutorul unei reţele de puncte tridimensionale numită reţea spaţială. Elementele geometrice ale unei astfel de reţele sunt: Punctele sau nodurile retelei, a căror pozitie este exprimată prin folosirea unor indici, notaţi h, k, l (numiţi indici Miller , fig. 1.1, a). Direcţiile cristaline sau şirul reticular exprimate în indici Miller , [h k l] (fig. 1.1 b). Plane reticulare notate în indici ,(h k l) în fig.1.1 c. Celula elementară reprezintă cel mai mic poliedru prin a cărui translaţie de-a lungul a trei direcţii se reproduce reţeaua cristalină. Axele cristalografice de referinţă, notate Ox, Oy, Oz, reprezintă direcţiile determinate de

muchiile celulei elementare. Parametrii reţelei cristaline sunt determinaţi de lungimile muchiilor celulei elementare, denumite şi constantele reţelei, a, b, c (fig. 1.1 e, f) Unghiurile α, β, γ sunt unghiurile formate de cele trei direcţii ale spaţiului.

Fig. 1.1. Elemente de simetrie ale reţelei cristaline

Structura metalelor


Celulele elementare pot fi clasificate în celule primitive sau simple, atunci când au noduri numai în colturile celulei elementare şi celule neprimitive, când prezintă noduri atât în colţuri cât şi în interiorul celulei la intersecţia diagonalelor spaţiale şi la intersecţia diagonalelor diferitelor feţe. Numărul de noduri ce aparţine unei celule elementare este dat de relaţia:

N N N2

N8i

f c= + + (1.2)

Ni - numărul de noduri din interiorul celulei; Nf - numărul de noduri de pe feţele celulei; Nc - numărul de noduri din colţurile celulei.

Din relaţia (2) rezultă că un nod de pe o faţă aparţine la două celule elementare, în timp ce un nod din colţ aparţine la opt celule elementare. Studiind aranjamentele de noduri, Bravais a arătat că sunt posibile 14 moduri de aranjare grupate în 7 sisteme cristalografice.

1.1.2. Sisteme cristalografice Aplicând legile simetriei unei reţele spaţiale infinită de puncte, rezultă că ea va putea fi împărţită într-o infinitate de celule elementare. Fiecare reţea cristalină este caracterizată de o celulă elementară distinctă care se întâlneşte de-a lungul mai multor direcţii în cristal (fig.1.1 d). Considerând criteriul distribuţiei paralelipidale a nodurilor, reţelele Bravais se pot grupa conform tabelului 1.1.

Tab. 1.1 Nr.crt

Sistem Relaţii între unghiuri şi constantele reţelei

Reţele Bravais

1

Cubic

a = b = c α = β = γ = 90°

1 simplă (primitivă) 2 cu volum centrat 3 cu feţe centrate

2 Tetragonal a = b ≠ c α = β = γ = 90°

4 simplă 5 cu volum centrat

3

Ortorombic

(rombic)

a ≠ b ≠ c

α = β = γ = 90°

6 simplă 7 cu volum centrat 8 cu baze centrate 9 cu feţe centrate

4 Trigonal (romboedric)

a = b = c α = β = γ ≠ 90°

10 simplă

5 Hexagonal a = b ≠ c α = β = 90° γ = 120°

11 simplă

6 Monoclinic a ≠ b ≠ c α = γ = 90° ≠ β

12 simplă 13 cu baze centrate

7 Triclinic a ≠ b ≠ c α ≠ γ ≠ β

14 simplă

Structura metalelor


Reţele primitive (simple) în care punctele materiale (atomii) sunt localizate numai în colţurile paralelipipedului. Analizând celula elementară constatăm că fiecare punct material din colţurile sale aparţine în acelaşi timp şi altor celule elementare adiacente (în număr de 8) în contextul unei reţele spaţiale infinite. Deci celulei elementare primitive îi revine câte 1/8 din fiecare particulă adică în total un singur punct material (8 colţuri x 1/8 = 1 punct material). Reţele cu baze centrate la care particulele sunt localizate în centrul bazelor, sau al oricăror două feţe paralele ale celulei elementare. Punctul material poziţionat astfel este comun la două celule învecinate şi deci celulei elementare îi revine câte o jumătate din fiecare punct material, deci în total un singur punct material. Dacă la acesta adăugăm punctul rezultat din participarea fracţiunilor din colţurile celulei, înţelegem de ce reţelei cu baze centrate îi revin în total 2 puncte materiale (8 colţuri x 1/8 + 2 feţe x x 1/2 = 2 puncte materiale). Reţele centrate în volum prezintă un punct material situat în interiorul celulei elementare la care se adaugă fracţiunile atomilor din colţurile celulei, deci în total celula centrată în volum conţine două puncte materiale (8 colturi x 1/8 + 1 punct material = 2 puncte materiale). Reţele cu feţe centrate sunt alcătuite din puncte materiale localizate în colţurile paralelipipedului şi în mijlocul fiecăreia din feţele sale, deci în total celula elementară conţine 4 puncte materiale (8 colţuri x 1/8 + 6 feţe x 1/2 = 4 puncte materiale). Astfel se obţin 14 tipuri de celule elementare, care multiplicate în spaţiu formează cele 14 reţele Bravais. Tipul reţelelor cristaline, parametrii acestora se determină prin difracţia razelor X, sau difractie electronică.

1.1.3. Coordonatele nodurilor unei celule elementare Poziţia unui nod dintr-o reţea spaţială se dă prin coordonatele lui. Se consideră vectorul de la originea celulei elementare la punctul considerat:

r u v wu v w a b c

→=→

+→

+→

, , (1.3) unde u, v, w sunt coordonatele punctului. Se consideră celula elementară a reţelei cubice cu feţe centrate CFC (fig. 1.3.). Punctul O situat în originea celulei are coordonatele 000. Punctul A are coordonatele 100, punctul D are coordonatele 110. Punctul D poate fi atins plecând din origine şi parcurgând de-a lungul axei Ox o distanţă egală cu lungimea vectorului

a→

, după care se parcurge pe paralela la axa Oy o distanţă egală cu lungimea aceluiaşi

Fig. 1.2. Tipuri de celule elementare (reţele Bravais)

Structura metalelor


vector. Coordonatele nodurilor situate la intersecţia diagonalelor feţelor celulei se obţin în acelaşi mod şi sunt de forma: 0 1

212

12 0 1

212

12 0 1 1

212, , , , etc.

1.1.4. Plane şi direcţii cristalografice Nodurile reţelelor cristaline delimitează diferite familii de drepte şi plane numite direcţii şi plane cristaline. Acestea se deosebesc prin orientare, prin densitatea de noduri şi de aceea este necesară folosirea unor notaţii care definesc precis diferite drepte şi plane dintr-o reţea cristalină. Direcţia unei drepte dintr-o reţea cristalină spaţială se notează cu indici scrişi între paranteze

drepte, [u v w]. Pentru determinarea indicilor unei drepte, se trasează o paralelă din origine şi printr-un punct de coordonate u, v, w, la dreapta dată. Cifrele u, v, w reprezintă indicii dreptei dusă prin origine, cât şi a oricărei paralele a acestei drepte, deci şi a dreptei date. Câteodată aceşti indici sunt fracţionari, iar în astfel de cazuri aceştia trebuiesc transformaţi în numere întregi. Ca exemplu, considerăm direcţia [ ]1

2121 , care devine prin aducerea la acelaşi

numitor comun [1 1 2]. Indicii negativi se scriu cu o bară deasupra [ ]u v w . Folosind această regulă se pot determina indicii oricărei direcţii într-un cristal.

În figura 1.4, care reprezintă un cristal cubic, direcţiile paralele cu Ox vor avea indicii [1 0 0] deoarece Ox trece prin punctul A de coordonate 1 0 0. Dreptele Oy şi Oz se vor nota cu [0 1 0], respectiv [0 0 1]. Dreapta care se trasează din A şi trece prin punctul de coordonate 0 1

2 0 are indicii,[ ]2 1 0 deoarece este paralelă cu dreapta care pleacă din origine şi trece prin

punctul de coordonate 2 1 0 . Direcţiile legate între ele prin relaţii de simetrie (exemplu: diagonalele cubului) alcătuiesc o familie de direcţii notate între paranteze unghiulare, ⟨111⟩. În cadrul sistemului cubic CFC, direcţiile ⟨111⟩ sunt direcţii cu cea mai mare densitate de noduri, la sistemul cubic cu volum centrat CVC, direcţiile cu cea mai mare densitate de noduri sunt direcţiile ⟨110⟩. Notarea planelor cristaline se face folosind indicii Miller scrişi între paranteze rotunde, (hkl). Indicii h k l ai unui plan sunt valorile inverse ale segmentelor tăiate de plan pe axele de coordonate, segmente măsurate în parametrii de reţea. În figura 1.5, considerăm un plan care taie pe axe segmentele OA, OB şi OC:

Fig. 1.3. Coordonatele nodurilor din celula

CFC

Fig.1.5. Determinarea indicilor

unui plan

Fig. 1.4. Indicii direcţiilor cristaline [17]

Structura metalelor


h OA ma m k OB nb n l OC pc p= = = = = = = = =1 1 1 1 1 1 1 1 1; ;

unde m, n, p sunt numere întregi. În figura 1.5. considerăm un plan, care taie pe axele de coordonate ale unei reţele cubice segmentele a, 2a, 4a. Astfel indicii se pot scrie:

h a k a l a= = =1 12

14; ;

iar planul se va nota 1 12

14a a a

⎛⎝⎜

⎞⎠⎟

, respectiv 1 12

14

⎛⎝⎜

⎞⎠⎟

deoarece a = 1. Prin aducere la

acelaşi numitor comun a fracţiilor planul se poate scrie (4 2 1) unde h=4, k=2, l=1

Fig. 1.6. Indicii unor plane din reţeaua cubică. a-planul (100); b-planul (111); c-planul (110)

În figura 1.6. a este prezentat planul AEFG care taie pe axa x segmentul OA egal cu a şi pe axele y şi z segmente infinite. Deci indicii acestui plan sunt:

h k l

h k l

= = ∞ = ∞

= = =

11

1 1

1 0 0

; ;

; ;

şi planul se va nota (100). Planul ABC (fig. 1.6 b) taie pe cele trei axe segmente egale cu a deci indicii vor fi (111). În figura 1.6 c, planul AFDB taie pe axele x şi y segmente egale cu a şi pe axa z un segment infinit, deci indicii acestui plan sunt (110). Asemănător se pot determina indicii oricărui plan din reţeaua spaţială. Planele legate prin relaţii de simetrie se notează prin indicii unui singur plan în acoladă. De exemplu feţele cubului (100), (010), (001), se vor nota {100}. La reţelele CFC, planele {111} sunt planele cu cea mai mare densitate în noduri de reţea. La reţelele CVC, cea mai mare densitate de noduri de reţea o au planele {110}. Din figurile 1.4. şi 1.6. rezultă că între indicii planelor şi direcţiile cristaline există următoarea relaţie: indicii unui plan cristalin sunt identici cu indicii direcţiei perpendiculare pe planul considerat.

1.1.5. Structura cristalelor. Reţele cristaline ale metalelor Structura cristalelor reale este descrisă cu ajutorul reţelelor spaţiale şi al sistemelor cristaline. Între “reţeaua spaţială” şi “structura cristalină” există o deosebire; reţeaua spaţială reprezintă schema de repetiţie ce caracterizează un cristal şi nu aranjamentul real al atomilor în cristal, numărul reţelelor spaţiale este limitat la 14, în timp ce numărul structurilor cristaline este nelimitat. Structura cristalină se obţine prin ataşarea unei baze de atomi fiecărui nod al reţelei spaţiale. Se poate spune că:

Structura metalelor


Structura cristalină = Reţeaua spaţială + baza de atomi

Revenind la tabelul 1.1. se constată că metalele cristalizează într-un număr limitat de reţele cristaline şi anume: - reţeaua cubică cu volum centrat CVC (fig. 1.8) - reţeaua cubică cu feţe centrate CFC (fig. 1.9) - reţeaua hexagonală compactă HC (fig. 1.10) Aceste reţele răspund exigenţelor de compactitate mare şi simetrie ridicată, rezultate din aranjamentele spaţiale ordonate ale ionilor din metale, pe criteriul umplerii maxime a spaţiului, ca un sistem de sfere rigide. În reţeaua CVC cristalizează: V, Feα, Ta, Cr, Mo, W, etc. Conform relaţiei (1) celula elementară a reţelei CVC conţine doi atomi. Pentru redarea amplasamentului atomilor în metale utilizăm un model de sfere rigide (fig. 1.8). Din această figură se observă că în celula

elementară CVC, tangenta atomilor se produce după diagonala spaţială a cubului. Pe baza

Fig. 1.7. Formarea unei structuri cristaline dintr-o reţea spaţială şI o bază

alcătuită dintr-un singur atom [24]

Fig. 1.8. Reţeaua cubică cu volum centrat CVC

Fig. 1.9. Reţeaua cubică cu feţe centrate CFC

Fig. 1.10. Reţeaua hexagonală compactă HC

Structura metalelor


unor relaţii geometrice simple, din figura 1.8. se obţine corelaţia 4 3r a= unde r-raza atomică şi a-parametrul reţelei cristaline. Majoritatea acestor metale au rezistenţă mecanică bună şi plasticitate ridicată. În reţeaua CFC cristalizează metale cum ar fi Ag, Au, Al, Pb, Ni, Feγ, Cu, etc. Din relaţia (1) celula elementară a reţelei CFC conţine patru atomi, iar conform reprezentării amplasamentului atomilor prin modelul sferelor rigide din figura 1.9, tangenta atomilor se produce după diagonala feţei cubului. Corelând raza atomică cu parametrul reţelei se obţine 4 2r a= . Aceste materiale se caracterizează prin ductilitate şi maleabilitate mare. În reţeaua HC cristalizează metale cum ar fi: Be, Mg, Zn, Cd, Ti, Zr. Din punct de vedere cristalografic reţeaua HC nu figurează printre reţelele Bravais posibile (vezi tab. 1.1.). Aranjamentul atomic din reţeaua HC (fig. 1.10. b şi c) se realizează pe baza unei reţele hexagonale simple (fig. 1.10. a). Reprezentarea uzuală a reţelei hexagonale compacte (fig. 1.10. b) se obţine prin juxtapunerea a trei celule simple de tipul celei din fig. 1.10. a, rezultând o prismă hexagonală. Numărul de atomi în celula elementară a reţelei HC (fig. 1.10. b) este egal cu şase (trei atomi în poziţii interne, un atom în centrul feţelor bazale şi doi atomi în colţurile prismei hexagonale). Reţeaua HC reprezintă unul dintre cele două moduri în care se pot împacheta sfere rigide cu densitate maximă posibilă în spaţiu, păstrându-se un aranjament periodic. Celălalt mod de maximă împachetare îl reprezintă reţeaua CFC. Distincţia între cele două reţele de maximă împachetare, HC şi CFC, constă în secvenţa de aşezare în spaţiu a straturilor atomice compacte.

Aceste straturi atomice de maximă compactitate apar în planul bazal la reţeaua HC (fig. 1.11. a), respectiv în planul diagonal spaţial la reţeaua CFC (fig. 1.11. b)

1.1.6. Compactitatea reţelelor metalice Compactitatea unei reţele cristaline poate fi caracterizată prin:

- numărul de coordinaţie, C; - gradul de compactitate, η

Prin număr de coordinaţie se înţelege numărul de atomi vecini care înconjoară un atom al cristalului la distanţă minimă de acesta.

Gradul de compactitate (umplere în atomi) al unei reţele reprezintă conform modelului sferelor rigide raportul definit prin :

η = volumul atomilor care participã la celulãvolumul celulei

Spaţiile libere dintre atomii în contact reprezintă interstiţiile reţelei cristaline. În reţeaua CVC (fig. 1.8), numărul de coordinaţie este 8 (C=8), aceasta se poate observa considerând fie atomul din centrul celulei, fie un atom echivalent din colţul cubului. Sferele atomice sunt tangente de-a lungul diagonalei spaţiale şi deci raza atomică este

r a= 34 .

Gradul de compactitate se calculează ţinând seama de raza atomică şi de faptul că celula conţine 2 atomi astfel:

η π π=

⎛⎝⎜

⎞⎠⎟

= =2 43

34 3

8 068

3

3

a

a,

Structura metalelor


deci un grad de compactitate de 68%. Restul volumului (volumul liber al cristalului) se găseşte fragmentat în goluri sau în interstiţii cu anumite dimensiuni şi amplasamente. Caracteristicile interstiţiilor prezintă importanţă la alierea metalelor, când atomii unor elemente de aliere se aşează în interstiţiile reţelei metalului de bază. În reţeaua CFC (fig. 1.9), numărul de coordinaţie este 12 (C=12), aşa cum se observă considerând un atom din colţul cubului şi însumând pe toate cele trei plane ortogonale câte patru vecini apropiaţi situaţi în centrele feţelor. Sferele atomice sunt tangente de-a lungul diagonalei feţei cubului şi

deci raza atomică r a= 24 . Gradul de compactitate se

calculează ţinând seama de expresia razei atomice şi de faptul că celula elementară conţine 4 atomi astfel:

η π π=

⎛⎝⎜

⎞⎠⎟

= =4 43

24 2

6 074

3

3

a

a,

deci 74%, restul volumului fiind fragmentat în interstiţii. În reţeaua HC (fig. 1.10), numărul de coordinaţie este 12 (C=12), ceea ce se poate observa considerând atomul din centrul feţei bazale. Luând în considerare tangenţa sferelor atomice după muchia feţei bazale, rezultă că raza atomică în metalele cristalizate în această

reţea este r a= 2 . Gradul de compactitate calculat ţinând seama de expresia razei atomice şi

de faptul că celula elementară conţine 6 atomi este:

( )η π π=⎡⎣⎢

⎤⎦⎥

= =6 43

2

6 4 3 83

3 2074

3

2

a

a a,

deci 74%. Observaţie: la calculul volumului celulei elementare se ia în considerare raportul între

înălţimea prismei hexagonale şi latura hexagonului bazal care este ca = =163 8

3, , în cazul

în care atomii sunt sferici de dimensiune egală. Totuşi pentru o serie de metale raportul c a are valoarea 1,62 la magneziu; 1,62 la cobalt; 1,59 la titan; etc. Abaterile faţă de valoarea ideală 1,63 se explică presupunând că atomii acestor metale sunt elipsoidali. Metalele cristalizate în reţeaua CFC, respectiv HC au aceeaşi compactitate, totuşi între aceste metale există o diferenţă mare de comportare la solicitări mecanice (vezi fig. 1.11). În timp ce la reţeaua CFC există 4 serii de straturi atomice cu împachetare compactă (normale la cele 4 diagonale ale cubului), în reţeaua HC nu există decât o singură serie de straturi atomice cu împachetare compactă (stratul bazal al prismei). Această particularitate cristalografică a metalelor HC expică plasticitatea redusă a acestor metale.

Fig. 1.11. Straturi atomice de

maximă compactitate

Structura metalelor


Figura 1.12 a reprezintă structura cristalină a diamantului, iar figura 1.12 b, structura cristalină a grafitului. În reţeaua cub-diamant, numărul de coordinaţie C=4 şi gradul de compactitate este η=0,25. Cum se poate observa din desen, în reţeaua cubică atomii de carbon sunt aranjaţi mai compact faţă de aceeaşi atomi de carbon din reţeaua hexagonală. Astfel se poate explica duritatea foarte mare a diamantului comparativ cu cea a grafitului care lasă urme pe hârtie. Cunoasterea structurii a unui metal (parametrul reţelei, tipul de reţea) se face prin tehnici de difracţie, cum ar fi difracţia cu raze X, sau difracţia electronică.

1.1.7. Polimorfism Se numeşte “polimorfism”, proprietatea unor substanţe de a prezenta mai multe tipuri de structuri cristaline, în funcţie de conditiile de temperatură, presiune şi alţi factori. În cazul elementelor chimice se foloseşte şi denumirea de modificaţii alotropice sau “alotropie”. Prezintă polimorfism mai ales metalele de tranziţie, modificaţiile alotropice fiind simbolizate printr-o literă din alfabetul grec, ataşată la simbolul elementului. Schimbându-se structura cristalină se produce variaţia densităţii şi modificarea unor proprietăţi fizico-chimice şi mecanice. Dintre cele mai importante metale cu transformări alotropice amintim: -fierul, care prezintă următoarele modificaţii alotropice: Feα (CVC) cu parametrul

reţelei cristaline a=2,86 A0

la 200C, care la 7700C (punct Curie) îşi pierde magnetismul şi

trece în Feβ paramagnetic; la 9120C Feα se transformă în Feγ (CFC) cu a=3,64 A0

, iar la

13940C Feγ trece în Feδ (CVC) cu a=2,93 A0

, care se topeşte la 15380C. La presiuni mari,

peste 150 kbari s-a obţinut modificaţia hexagonală denumită Feε cu parametrii a=2,46 A0

,

c=4,05 A0

, şi c/a=1,64 la 250C -staniul, al cărui polimorfism se produce la temperaturi sub 00C când Snα are o structură cubică de tip diamant şi însuşiri semiconductoare, fiind denumit “staniul cenuşiu”, iar la temperaturi obişnuite, Snβ are structură tetragonală şi însuşiri metalice fiind denumit “staniul alb”. Transformarea Snβ în Snα la răcire are loc cu creştere în volum ceea ce duce la pulverizarea obiectelor de cositor, fenomen cunoscut în chimie sub denumirea de “ciuma staniului” [24]. -titanul, prezintă modificaţia alotropică Tiα cu structură HC, care la temperatura de 882 0C trece în Tiβ cu structură CVC.

1.1.8. Structura reală a cristalelor Aranjarea perfect ordonată a atomilor consideraţi sferici în nodurile reţelei cristaline este considerată structura perfectă (ideală) a cristalelor. De regulă în cristalele reale există numeroase abateri de la structura perfect periodică denumite imperfecţiuni sau defecte de structură.

Fig. 1.12. Retelele cristaline ale carbonului [24];

a-diamant (reţea cubică); b-grafit (reţea hexagonală

Structura metalelor


Imperfecţiunile structurale, sau de reţea reprezintă domenii restrânse din cristal cu dimensiuni până la câteva distanţe interatomice, în care anumiţi atomi, sau grupări de atomi nu sunt înconjuraţi în mod identic de alţi atomi vecini. Din punct de vedere geometric, defectele de reţea se pot clasifica:

A. imperfecţiuni punctiforme. Din această categorie fac parte vacanţele, atomii în poziţie interstiţială, atomii străini, defecte punctiforme complexe (fig. 1.13). B. imperfecţiuni liniare sau dislocaţii; C. imperfecţiuni de suprafaţă (plane). Acestea enumerate în ordinea descrescătoare a volumului de material pe care îl delimitează sunt: limita de grăunte, limita de subgrăunte, limita de macle.

1.1.9. Imperfecţiuni punctiforme Sunt caracterizate prin dimensiuni de ordin de mărime egal cu cel al distanţelor interatomice. Pot fi: vacanţe, atomi interstiţiali şi atomi străini (de impurităţi) Vacanţele reprezintă locuri libere neocupate de atomi în nodurile reţelei cristaline, formate prin deplasarea unui atom din interiorul cristalului la suprafaţa sa. Numărul vacanţelor creşte exponenţial cu temperatura, după cum se prezintă în fig. 1.14, astfel, aceste vacanţe create prin încălzire, se pot conserva prin răcire bruscă (călire) până la temperatura obişnuită. Fiecare vacanţă este înconjurată de un câmp de tensiuni elastice, care permit atomilor învecinaţi să treacă dintr-o poziţie în

Fig. 1.13. Defecte punctiforme. a-asociate în aceeaşi reţea: 1-vacanţe; 2-atomi proprii interstiţiali; 3-atomi străini interstiţiali; 4, 5-atomi străini de substituţie; b şi c-tensionarea reţelei; d şi e-exemple de atomi străini în aliaje (d-Ni+Cu; e-Fe+C)

Fig. 1.14. Concentraţia de echilibru a vacanţelor în aluminiu în funcţie de

temperatură

Structura metalelor


alta. La metale, prin formarea unei vacanţe, cristalele rămân neutre din punct de vedere electric, aceste defecte fiind numite defecte Schotcky.

La cristalele ionice în jurul unei vacanţe anionice (Va) există un plus de sarcini electrice pozitive, iar în jurul unei vacanţe cationice (Vc) un plus de sarcini electrice negative (fig. 1.15,a). Neutralitatea electrică a reţelei este asigurată în acest prim caz, prin formarea unor perechi de vacanţe, fiecare pereche fiind alcătuită dintr-o vacanţă anionică Vaşi una cationică Vc. Atomii interstiţiali (fig. 1.13, a), sau de pătrundere reprezintă atomi proprii dislocaţi ocupând poziţii intermediare (interstiţiale) între nodurile reţelei şi constituie defecte cu energie mare (circa 4 eV),întrucât creează o deformare locală puternică cu un important efect de durificare. În schimb, deplasarea unui atom interstiţial necesită o energie mult mai mică (circa 0,1 eV). La cristalele ionice, formarea unui atom interstiţial este însoţită de modificări în distribuţia sarcinii electrice şi apariţia unei vacanţe. Astfel prin trecerea unui cation (ion pozitiv) într-o poziţie interstiţială se formează un atom interstiţial cu un exces de sarcină pozitivă şi o vacanţă cationică Vc cu un exces de sarcină negativă. Neutralitatea electrică a reţelei este asigurată prin formarea unor perechi de defecte punctiforme, alcătuite dintr-un atom interstiţial şi o vacanţă; astfel de perechi de defecte se numesc defecte Frenkel (fig. 1.15, b).

Atomii străini sunt specii de atomi diferiţi existenţi în reţeaua cristalină a unui metal. Dacă prezenţa lor este accidentală şi nedorită se numesc imperfecţiuni. Atomii străini se regăsesc în reţeaua cristalină ca atomi interstiţiali sau substituţionali (fig. 1.13). Atomii elementelor de aliere sunt atomi străini faţă de atomii metalului de bază şi au un rol important în crearea aliajelor industriale. Dizolvarea acestor atomi străini provoacă deformări plastice ale reţelei (fig. 1.13, b,c), deoarece în majoritatea situaţiilor, dimensiunile atomice ale atomilor străini diferă de cele ale metalului de bază. În general, în structura cristalină a materialelor, nu există defecte singulare, adică numai vacanţe, atomi interstiţiali, ş.a.; ele se găsesc în stare combinată, astfel, acestea reprezintă o asociere de mai multe defecte diferite. Defectul rezultat prin asocierea între un atom interstiţial şi un loc vacant (vacanţă) reprezintă un defect punctiform complex, stabil numit defect Frenkel.

Fig. 1.15. Defecte punctiforme în cristalele ionice.a-defect Schotcky;

b-defect Frenkel; Vc-vacanţă cationică; Va-vacanţâ anionică.

Structura metalelor


1.1.10. Imperfecţiuni liniare sau dislocaţii Defectele liniare sunt defecte din structura cristalină, caracterizată prin două dintre dimensiuni aproximativ egale cu o distanţă interatomică, a treia dimensiune fiind mult mai mare. Se deosebesc două tipuri de dislocaţii: A. dislocaţii marginale; B. dislocaţii elicoidale sau în şurub.

Dislocaţiile marginale se formează în două moduri: 1 - prin introducerea unui semiplan atomic suplimentar ABCD într-o reţea cristalină şi distanţarea celor două părţi vecine cu o distanţă interatomică. Linia CD cuprinsă în planul PP’ reprezintă miezul sau inima dislocaţiei şi este rezultatul intersecţiei dintre planul ABCD cu planul PP’

Dislocaţia propriu-zisă cuprinde întregul domeniu distorsionat din jurul liniei CD, cu aspect tubular şi se reprezintă simbolic prin semnul “⊥”, dacă dislocaţia este plasată deasupra planului PP’ şi este pozitivă, sau prin semnul “T”, dacă dislocaţia se găseşte la partea inferioară a cristalului, sub planul PP’ şi este negativă. 2 - prin provocarea unei alunecări incomplete sub acţiunea unor forţe de forfecare τ, a unei părţi de cristal de-a lungul unui plan de alunecare PP’ (fig. 1.17, a).

Fig. 1.16. Dislocaţie marginală tip Taylor. a-extraplan atomic suplimentar ABCD; b-

distorsonarea reţelei cristaline şi formarea dislocaţiei CD în planul de alunecare PP’ prin introducerea forţată a extraplanului ABCD; c-aspect simplificat al

dislocaţiei ⊥ pe planul figurii

Fig. 1.17. Formarea dislocaţiilor marginale prin deplasarea reciprocă incompletă a celor

două părţi dintr-un cristal ideal (a), sub influenţa unor forţe de forfecare τ de-a lungul planului de alunecare PP’ (b) şi mecanismul alunecării prin propagarea din aproape în

aproape a dislocaţiilor până la eliminarea sa (c)

Structura metalelor


Linia de separare a părţii alunecate în raport cu cea nedeplasată (fig. 1.17, b) constituie o dislocaţie ce se poate deplasa în continuare până la extremitatea cristalului, unde se elimină, formând o treaptă de alunecare. (fig. 1.17, c). Planul PP’, care separă (în ambele cazuri) partea superioară a cristalului cu un număr n+1 şiruri de atomi, comprimaţi de partea inferioară a cristalului, având n şiruri de atomi rarefiaţi, reprezintă un plan de alunecare. Direcţia şi mărimea alunecării asociate unei dislocaţii sunt caracterizate prin

vectorul Burgers notat prin b→

, acest vector fiind cuprins la dislocaţia marginală în planul de alunecare şi este perpendicular pe dislocaţie. Dislocaţiile elicoidale se obţin prin deplasarea a două părţi de cristal una în raport cu

cealaltă prin forfecare, cu o distanţă egală cu vectorul b→

, de-a lungul planului ABCD paralel cu muchia AD (fig. 1.18, b).

1.1.11. Proprietăţile dislocaţiilor Dislocaţiile reprezintă defecte cu rol important în realizarea valorilor proprietăţilor mecanice ale metalelor şi aliajelor şi a explicării unor fenomene ce au loc la deformarea plastică, fluaj, transformări de faze, la încălzire şi răcire. Astfel, cunoaşterea existenţei lor, a cantităţilor în care se găsesc, a proprietăţilor lor specifice este de o însemnătate deosebită. Principalele proprietăţi ale dislocaţiilor sunt: 1. Câmpul de tensiuni asociat dislocaţiei (fig. 1.16, b) se datorează distorsiunilor elastice ale reţelei cristaline în vecinătatea dislocaţiei şi corespunde lucrului mecanic cheltuit pentru crearea dislocaţiei. Diferenţa de energie liberă între un cristal perfect (fără dislocaţii) şi un cristal cu dislocaţii, corespunde tocmai energiei dislocaţiei. Câmpul de tensiuni interne, respectiv energia dislocaţiei sunt extinse pe distanţe apreciabile în raport cu miezul dislocaţiei şi exercită o forţă de interacţiune asupra celorlalte imperfecţiuni. 2. Interacţiunea elastică dintre două dislocaţii marginale sau elicoidale de acelaşi semn determină respingerea lor ca urmare a faptului că vor conduce la creşterea efectului de distorsiune, deci a energiei libere a cristalului, iar interacţiunea celor de semn contrar determină atracţia lor, întrucât dislocaţiile se întâlnesc şi se anulează reciproc, refăcându-se planul atomic complet (fig. 1.19). 3. În câmpul străin din jurul dislocaţiei se acumulează atomi străini de impurităţi, formând aşa numitele “atmosfere Cottrell”, care blochează

Fig. 1.18. Dislocaţie elicoidală (în şurub). a-planul de forfecare ABCD

în cristalul ideal; b-după forfecare pe direcţia b→

a celor două părţi de cristal

Fig. 1.19. Interacţiunea elastică a două dilocaţii

marginale paralele având acelaşi plan de alunecare: a-două dislocaţii pozitive se resping; b-o dislocaţie pozitivă şi una negativă se atrag

şi se anulează

Structura metalelor


temporar dislocaţiile, fiind necesare forţe suplimentare pentru smulgerea acestora în vederea alunecării. 4. Dislocaţiile sunt mobile ele putându-se deplasa după două mecanisme: A. -prin alunecare (“slip”) sub acţiunea unor forţe exterioare; dislocaţiile marginale sau elicoidale plasate în planele de alunecare se deplasează de-a lungul acestor plane

corespunzător vectorului b→

, producând efecte elementare de deformare plastică (fig. 1.17, b şi c). Tensiunea reală necesară deplasării dislocaţiei, adică a începerii alunecării (limita de curgere) corespunde unei mărimi critice foarte reduse ce acţionează în plan:

τ crG b

l= ⋅ (1.4)

G-modul de elasticitate transversal; b-vectorul Bürgers; l-lungimea dislocaţiei. Dislocaţiile elicoidale nu se pot deplasa decât prin alunecare, dar dislocaţia şi vectorul ei fiind paralele, alunecarea are loc în mai multe plane. B. -prin căţărare (“climb”) prin deplasarea dislocaţilor marginale pe verticală, perpendicular pe planele de alunecare, având la bază un transport de atomi prin difuzia defectelor punctiforme. Această deplasare poate avea loc numai la temperaturi înalte când apar şiruri suplimentare de atomi, sau de vacanţe de-a lungul unei direcţii. Consecinţa practică importantă a mobilităţii dislocaţiilor o reprezintă producerea deformării plastice (prin alunecare), fluajul (prin căţărare şi alunecare), poligonizarea (refacerea reţelei de dislocaţii după deformare şi încălzire) şi recristalizarea. 5. Blocarea dislocaţiilor în timpul deplasării, în bariere preexistente (limite de grăunte, alte faze, dislocaţii), sau în bariere care se formează chiar în timpul deplasării, conduce la îngreunarea procesului de alunecare, respectiv la scăderea plasticităţii şi la creşterea durităţii metalului (ecruisare). Astfel pentru smulgerea dislocaţiilor blocate, sau traversarea barierelor sunt necesare forţe exterioare mai mari

6. Dislocaţiile se formează în timpul solidificării la creşterea cristalelor şi se multiplică în timpul deformărilor plastice prin aşa numitele surse de dislocaţii Frank-Read. Mecanismul de multiplicare a dislocaţiilor este prezentat în figura 1.20. Un segment de dislocaţii N-N’, cu capetele N şi N’ imobilizate în alte plane, sub efectul unei tensiuni de alunecare F de mărime critică, se curbează treptat în planul de alunecare, luând forma unei bucle de tip 2 apoi 3, 4 şi 5. Bucla 5 reprezintă o buclă închisă având două fragmente de dislocaţii elicoidale de semne opuse, care se anulează reciproc, astfel încât rămâne segmentul N-N’ (regenerat) şi bucla 6 închisă detaşată de sursă. Şi aşa mai

departe, sursa N-N’, la tensiuni sporite, va genera un număr practic nelimitat de bucle de dislocaţii care se deplasează în plane de alunecare. Astfel, în timpul deformării plastice, pe lângă dislocaţiile preexistente, care se deplasează şi se elimină la suprafaţa cristalului, se generează noi dislocaţii, care se intersectează reciproc, blocându-se şi producând barierele cunoscute. 7. Densitatea de dislocaţii ρ exprimă valoric cantitatea de dislocaţii dintr-un cristal, reprezentând o măsură a stării de echilibru (recoacere), sau de ecruisare (deformare plastică la rece):

Fig. 1.20. Mecanismul multiplicării dislocaţiilor

(sursă Frank-Read)

Structura metalelor


[ ]ρ = ∑ −LV cm 2 (1.5)

ρ -densitatea de dislocaţii; ∑L -lungimea totală a dislocaţiei din cristal [cm]; V -volumul cristalului. [cm3].

Exemple: pentru materialele recoapte (încăzite la temperaturi T<TAC1), ρ=106-108 [cm2]; pentru materiale ecruisate (deformate plastic la rece) ρ=1011-1012 [cm2].

1.1.12. Defecte de suprafaţă Sunt defecte de reţea, care au o singură dimensiune de acelaşi ordin de mărime cu o distanţă interatomică, iar celelalte două sunt mult mai mari. Aceste defecte sunt suprafeţe în interiorul cristalului, care separă porţiuni de material, care se deosebesc între ele după: - structura cristalină; - orientarea cristalografică; - orientarea magnetizării spontane.

Limitele de grăunţi fac parte din această categorie şi reprezintă zonele de trecere dintre doi grăunţi vecini ai unui material policristalin. Aceste zone au o structură determinată de structura şi orientarea ambilor grăunţi. Dată fiind

Fig. 1.21. Limite dintre grăunţi. a-fiecare cristal reprezintă un cristal perfect cu

orientare proprie până la zona de limită; b-şi în zona de limită apare o repartizare ordonată a atomilor; c-orientarea atomilor în zona de limită este intermediară în

raport cu atomii din cristalele 1 şi 2

Fig. 1.22. Limite de subgrăunţi.

a-structura în mozaic a unui grăunte cristalin; b-sublimita de grăunte alcătuită dintr-o serie

de dislocaţii marginale

Structura metalelor


orientarea absolut întâmplătoare a grăunţilor, unghiul θ dintr-un plan din primul grăunte şi un plan identic din cel de-al doilea grăunte numit unghi de dezorientare este în mod curent mai mare de 20o; limitele care separă astfel de grăunţi se numesc limite la unghiuri mari.

În interiorul grăunţilor cristalini pot exista în afară de defecte punctiforme sau liniare de reţea şi abateri locale faţă de orientarea cristalografică globală a cristalului. Defectele locale de orientare la scara unui microcristal determină o fragmentare a grăuntelui într-o serie de subgrăunţi sau domenii cu mărimi de ordinul micronilor denumite blocuri în mozaic, separate între ele prin reţele de sublimite. Diferenţa de orientare fiind foarte redusă (<1o),

sublimitele se numesc limite de unghiuri mici. Deci toţi grăunţii, cu excepţia celor foarte fini prezintă o structură de mozaic fiind alcătuiţi dintr-un conglomerat de subgrăunţi. În figura 1.22 se prezintă structura în mozaic şi structura unei sublimite alcătuită dintr-o serie de dislocaţii marginale aliniate. Totalitatea sublimitelor formează aşa numita reţea de sublimite, sau substructura care poate fi caracterizată şi evidenţiată pe calea analizei röentgeno-structurale şi la microscopul electronic. Limitele de macle reprezintă defecte de suprafaţă în care atomii interfeţei ocupă poziţii comune pentru două reţele cristaline (fig. 1.23, b). Macla reprezintă o porţiune din acelaşi cristal reorientată în raport cu un plan de simetrie (plan de maclare). În figura 1.23. a, se prezintă modul de formare a unei macle prin alunecarea unor plane cristaline în raport cu altele.

1.1.13. Consecinţele practice ale existenţei imperfecţiunilor structurale asupra proprietăţilor materialelor metalice

Mărimea imperfecţiunilor de reţea este diferită: -limitele de grăunţi şi subgrăunţi sunt observabile prin microscopie optică; -dislocaţiile pot fi puse în evidenţă prin microscopie electronică; -dimensiunile vacanţelor punctiforme sunt sub limita de rezoluţie a microscopiei electronice, ele neputând fi puse în evidenţă decât dacă sunt grupate. Imperfecţiunile de reţea definesc structura microscopică sau submicroscopică a unui material cristalin real în opoziţie cu un cristal ideal perfect. De regulă, imperfecţiunile de reţea reprezintă o mică fracţiune din volumul materialului cristalin. Astfel, în materialele metalice puternic deformate, proporţia atomilor aflaţi în afara poziţiei de echilibru este mai mică, aşa încât predominant rămâne aranjamentul ordonat, care caracterizează reţeaua cristalină. Cu toate acestea, influenţa exercitată de imperfecţiunile de reţea asupra unor proprietăţi importante cum sunt proprietăţile mecanice de rezistenţă şi plasticitate ale metalelor, este considerabilă. Astfel, proprietăţile metalelor şi aliajelor pot fi împărţite în două categorii: A. proprietăţi independente sau foarte puţin dependente de structură, determinate de natura metalelor şi aliajelor; ele variază puţin în probe din acelaşi material, nefiind afectate de prezenţa şi cantitatea imperfecţiunilor de reţea; B. proprietăţi dependente de structură (sensibile la structură), care nu depind numai de natura materialelor, ele schimbându-şi valorile în limite largi în funcţie de natura şi cantitatea imperfecţiunilor de reţea introduse în diversele etape ale procesului tehnologic de prelucrare a materialelor.

Exemple de proprietăţi din categoria A: -proprietăţi mecanice -constante elastice, densitate;

Fig. 1.23. Reprezentarea schematică a formării

maclei (a) şi structura limitei de maclă (b)

Structura metalelor


-proprietăţi termice -temperatura de topire, căldura specifică, conductibilitatea termică, dilatare; -proprietăţi magnetice -caracteristici de diamagnetism şi paramagnetism; -proprietăţi electrice -caracteistici termoelectrice; -proprietăţi optice -putere de reflexie.

Exemple de proprietăţi din categoria B: -proprietăţi mecanice de rezistenţă şi plasticitate -rezistenţă, plasticitate, tenacitate; -unele proprietăţi magnetice şi electrice -caracteristici feromagnetice şi într-o anumită măsură rezistivitatea electrică Trebuie remarcat că proprietăţile care stau la baza utilizării materialelor metalice sunt proprietăţi mecanice sensibile la structură. Vacanţele şi atomii străini în poziţie interstiţială de la metale constituie obstacole în calea deplasării electronilor sub influenţa unui câmp electric aplicat; ca urmare creşterea concentraţiei acestor defecte măreşte rezistivitatea electrică a metalelor. Sub influenţa unei diferenţe de potenţial se produce o deplasare orientată a electronilor liberi prin materialul metalic. În deplasarea lor, electronii întâlnesc şi se ciocnesc elastic şi neelastic cu atomii străini şi impurităţile prezente în materialele tehnice şi astfel numai o parte din electroni participă efectiv la transportul sarcinilor electrice. Această caracteristică a materialelor de a frâna deplasarea dirijată a electronilor se numeşte rezistivitate electrică şi reprezintă inversul conductivităţii electrice. Prezenţa vacanţelor determină deformarea reţelei cristaline şi astfel câmpul electric produs de deplasarea electronilor este perturbat. Vacanţele aflate în mişcare prin cristal stau la baza unor fenomene de difuzie, ca de exemplu autodifuzia în metalele pure, sau difuzia în soluţii solide de substituţie. Migrarea unei vacanţe deplasează fiecare atom întâlnit pe parcurs dintr-un punct de reţea în altul, ceea ce produce după o perioadă de timp acea modificare macroscopică de concentraţie, observată ca difuzie. Îmbunătăţirea rezistenţei unui metal constituie un factor important din punct de vedere economic, deoarece presupune prelungirea duratei de funcţionare a maşinii, sau construcţiei respective şi reducerea consumului de metal. Rezistenţa teoretică a metalelor la deformare şi rupere, determinată pe baza calculelor fizice, care consideră valoarea forţelor de interacţiune dintre atomi în cristalele perfecte şi a ipotezei că două şiruri de atomi se deplasează simultan sub acţiunea forţelor de forfecare, este dată de relaţia:

τ πteorG= 2 (1.6)

unde G -modulul de elasticitate transversal. Pentru o serie de metale, rezistenţa tehnică corespunzătoare limitei de curgere Rp0,2 determinată la încercarea la tracţiune a metalelor reale, prezintă valori de 100 şi chiar 1000 de ori mai reduse decât valorile rezistenţei teoretice. Aceste diferenţe mari între rezistenţa teoretică şi rezistenţa tehnică se datorează prezenţei dislocaţiilor, care modifică mecanismul de deformare prin alunecare a reţelei cristaline. Având în vedere dependenţa rezistenţei la rupere de densitatea de dislocaţii s-au dedus următoarele condiţii pentru ameliorarea rezistenţei metalelor: -prin crearea cristalelor perfecte complet lipsite de dislocaţii a căror rezistenţă se poate apropia de cea teoretică; -prin saturarea cu dislocaţii în vederea crearii de obstacole structurale eficiente în calea propagării libere a dislocaţiilor. În practică s-au obţinut cristale perfecte filiforme cu dimensiuni reduse (2÷10 mm lungime şi diametre de 0,5÷2 μm) cu rezistenţe la rupere apropiate de cele teoretice. În cazul monocristalelor de dimensiuni mari, rezistenţa scade brusc şi obţinerea lor este dificilă din punct de vedere tehnic. Industrial se aplică des metoda de durificare bazată pe crearea structurilor cu număr mare de defecte, convenabil distribuite, sub forma unei reţele stabile

Structura metalelor


Proprietăţile metalelor şi aliajelor sunt afectate de prezenţa tensiunilor interne (remanente), care produc la nivelul reţelelor cristaline distorsiuni elastice. Cauzele apariţiei acestor tensiuni sunt de mai multe tipuri: -exercitarea unor forţe mecanice exterioare. Prin deformarea plastică a metalelor se produce fenomenul de ecruisare, care induce tensiuni mecanice; -existenţa unor diferenţe de temperatură între suprafaţa unui corp metalic şi miezul acestuia induce tensiuni de natură termică; -prezenţa unor imperfecţiuni de reţea. În procesul de călire a oţelurilor se formează o fază numită martensită cu volum mai mare decât celelalte faze. Acest fapt face ca în reţeaua cristalină să existe o instabilitate structurală cauzată de prezenţa unor tensiuni structurale. Aceste tensiuni interne determină un câmp al tensiunilor, care redă intensitatea şi distribuţia deformării elastice. În cazurile când materialele metalice se folosesc la temperaturi ridicate se produc fenomene de vibraţii ale atomilor reţelei cristaline cu frecvenţe care depind de natura şi intensitatea legăturii interatomice. Amplitudinea acestor vibraţii sunt cu atât mai mari cu cât temperatura creşte. Vibraţiile reţelei cristaline influenţează proprietăţile materialelor metalice fie direct (constante de elasticitate, conductibilitate termică şi electrică, căldură specifică), fie indirect (prin crearea unor imperfecţiuni de reţea) contribuind la modificarea proprietăţilor de rezistenţă mecanică şi plasticitate. TEST DE AUTOEVALUARE LA UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 1

1 Enumeraţi elementele geometrice ale reţelelor cristaline. 2 Descrieţi tipurile de sisteme şi reţele cristalografice. 3 Descrieţi planele şi direcţiile cristalografice. 4 Clasificaţi reţelele cristalografice în funcţie de gradul de compactitate

şi numǎrul de coordinaţie. 5 Ce reprezintǎ proprietatea de polimorfism a materialelor metalice. 6 Enumeraţi şi prezentaţi defectele punctiforme: vacanţe, atomi

interstiţiali şi atomi strǎini 7 Descrieţi impuritǎţile liniare sau dislocaţii:

a. Reprezentaţi grafic o dislocaţie marginalǎ şi una elicoidalǎ b. Proprietǎţile dislocaţiilor;

8 Argumentaţi care sunt consecinţele practice ale existenţei imperfecţiunilor structurale asupra proprietăţilor materialelor metalice.

LUCRARE DE VERIFICARE LA UNITATEA DE INVATARE NR. 1

1. Clasificaţi reţelele cristalografice în funcţie de gradul de compactitate şi numǎrul de coordinaţie. 2. Ce reprezintǎ proprietatea de polimorfism a materialelor metalice. 3. Enumeraţi şi prezentaţi defectele punctiforme: vacanţe, atomi interstiţiali şi atomi strǎini 4. Descrieţi impuritǎţile liniare sau dislocaţii:

a. Reprezentaţi grafic o dislocaţie marginalǎ şi una elicoidalǎ b. Proprietǎţile dislocaţiilor;

5. Argumentaţi care sunt consecinţele practice ale existenţei imperfecţiunilor structurale asupra proprietăţilor materialelor metalice.

Structura metalelor


BIBLIOGRAFIE PENTRU UNITATEA DE INVATARE NR. 1

1. ALEXANDRU, I. - Metalurgie fizicã, vol.I şi II, Institutul Politehnic Iaşi, 1979.

2. APOSTOLESCU, R. - Cristalografie-mineralogie, Editura Didacticã şi Pedagogocã, Bucureşti 1982.

3. BACIU, C., ALEXANDRU, I., POPOVICI, R., BACIU, M. - Ştiinţa materialelor metalice, Editura Didacticã şi Pedagogocã Bucureşti, 1996.

4. CHIRCÃ, D., URSACHE, M. - Proprietãţile metalelor, Editura Didacticã şi Pedagogocã, Bucureşti, 1982

5. GÂDEA S., PETRESCU, M., - Metalurgie fizicã şi studiul metalelor, vol.I, Editura Didacticã şi Pedagogocã, Bucureşti, 1979.

6. GÂDEA S., PETRESCU, M., - Metalurgie fizicã şi studiul metalelor, vol.II, Editura Didacticã şi Pedagogocã, Bucureşti, 1981

7. GÂDEA S., PETRESCU, M., - Metalurgie fizicã şi studiul metalelor, vol.II, Editura Didacticã şi Pedagogocã, Bucureşti, 1983.

Constituţia şi cristalizarea metalelor

Ştiinţa materialelor – Curs şi aplicaţii

22

UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 2: CONSTITUŢIA FIZICO-CHIMICǍ ŞI CRISTALIZAREA METALELOR

CUPRINS UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 2: CONSTITUŢIA METALELOR...................22

OBIECTIVELE UNITATII DE INVATARE NR. 2.................................................................. 23

2.1. CONSTITUŢIA FIZICO-CHIMICĂ A METALELOR...................................................... 23

2.1.1 Metalul pur............................................................................................................... 23 2.1.2. Aliaje şi sisteme de aliaje....................................................................................... 23 2.1.3. Soluţii solide ........................................................................................................... 24 2.1.4. Compuşi intermetalici............................................................................................. 26 2.1.5. Constituenţi metalografici....................................................................................... 28 2.1.6. Incluziuni în metale şi aliaje ................................................................................... 28

2.2. CRISTALIZAREA METALELOR................................................................................... 29

2.2.1. Cristalizarea primară. Gradul de subrăcire termică ............................................... 29 2.2.2. Transformări de faze la solidificare ........................................................................ 29 2.2.3. Mecanismele solidificării la metale......................................................................... 31 2.2.4. Germinarea omogenă la solidificare ...................................................................... 31 2.2.5. Germinarea eterogenă ........................................................................................... 34 2.2.6. Cinetica procesului de solidificare.......................................................................... 35 2.2.7. Creşterea germenilor la scară atomică .................................................................. 36 2.2.8. Creşterea germenilor la scară microscopică ......................................................... 36






23



• Cunoaşterea constituţiei fizico-chimice a metalelor: soluţii solide, compuşi intermetalici;

• Cunoaşterea cristalizarii primare, gradului de subracire termicǎ, transformarilor de faze la solidificare;

• Familiarizarea cu mecanismele de solidificare şi germinare.

2 . 1 . C O N S T I T U Ţ I A F I Z I C O - C H I M I C Ă A M E T A L E L O R

În structura unui material metalic pot fi întâlnite una sau mai multe faze. În cazul metalelor pure se întâlneşte o singură fază, faza metal pur. În cazul aliajelor, fazele posibile pot fi: faza metal pur, faza soluţie solidă, faza compus chimic, sau fază intermediară.

În aliaje, faza metal pur apare numai alături de alte faze, eventual metale pure în timp ce fazele soluţii solide şi compuşi chimici apar fie singure, fie împreună cu alte faze.

2.1.1 Metalul pur Această fază este alcătuită dintr-o singură specie de atomi şi se caracterizează prin structură cristalină specifică, conductibilitate electrică şi termică ridicată, plasticitate mare şi proprietăţi de rezistenţă (rezistenţă la rupere, limită de curgere, duritate etc.) scăzute. Din ce în ce mai des se doreşte obţinerea unor metale (Cu, Al, Ag, etc) cu puritate tehnică deosebită, utilizate mult în domeniul industriei electronicii şi electrotehnicii, pentru proprietăţile lor bune de conductibilitate electrică. În practică s-au obţinut metale cu puritate tehnică înaltă (Al, 99,9%), dar care conţin mici proporţii din alte specii de atomi.

2.1.2. Aliaje şi sisteme de aliaje Aliajele sunt materiale metalice formate din două sau mai multe specii de atomi. Metalul preponderent se numeşte componentul principal sau de bază şi dă denumirea aliajului (aliaje fieroase, aliaje de aluminiu, de cupru), iar celelalte elemente chimice se numesc elemente de aliere. Funcţie de elementele de aliere se disting: aliaje binare, ternare, cuaternare şi complexe. Orice aliaj prezintă o cantitate de impurităţi, adică acele elemente chimice străine de compoziţia aliajului . Un sistem de aliaje cuprinde mulţimea tuturor aliajelor alcătuite din aceeaşi componenţi, astfel: - sistemele Cu-Zn se numesc alame; - sistemele Cu-Sn se numesc bronzuri; - sistemele Al-Si se numesc siluminuri.

Sistemul de aliaje este un sistem fizico-chimic ale cărui stări depind de condiţiile interne (compoziţie chimică, impurităţi, imperfecţiuni) dar şi de condiţii externe (temperatură, presiune, radiaţii, câmpuri electromagnetice).



24

Un sistem fizico-chimic poate fi omogen dacă are aceeaşi compoziţie şi caracteristici în toată masa lui, sau eterogen dacă este constituit din mai multe părţi (faze) la rândul lor omogene fizic şi chimic. Fazele sunt acele părţi omogene ale unui sistem având caracteristici fizico-chimice şi structurale specifice, delimitate de celelalte faze din sistem prin suprafeţe de separare (interfeţe). De regulă, simbolizarea componentelor aliajelor se face prin majuscule latine A, B, C, D, iar fazele prin litere greceşti α, β, γ, δ, ε, etc.

2.1.3. Soluţii solide Soluţiile solide (ss) reprezintă faze formate din mai multe specii de atomi, în aceeaşi reţea cristalină, amestecate intim la scară atomică. Dacă componenţii sunt solubili în orice proporţii se formează ss continue sau totale, iar când solubilitatea este limitată numai în anumite domenii de concentraţii, ss parţiale. Caracteristic ss este faptul că au structura cristalină identică cu a componentului aflat în cea mai mare proporţie (component de bază, sau dizolvant, sau solvent). Atomii celorlalte componente de aliere (numiţi dizolvaţi, sau solvaţi) se repartizează în structura ss în două moduri: - prin substituirea atomilor componentului de bază în reţeaua cristalină, formându-se ss de substituţie; - prin pătrunderea în interstiţiile reţelei cristaline formându-se ss de interstiţie.

Soluţii solide de substituţie De regulă, repartiţia atomilor de specii diferite în reţeaua cristalină a unei ss de

substituţie este aleatoare, ss numindu-se neordonată sau dezordonată (fig. 2.1. a). Însă, anumite sisteme de aliaje, la temperaturi mai scăzute prezintă repartiţii regulate rezultând ss ordonate (fig. 2.1. b). Solubilitatea în stare solidă pentru formarea unei ss de substituţie depinde de anumite condiţii (regulile Hume-Rothery) prezentate mai jos: A. Izomorfismul structurilor cristaline ale metalului de bază şi a elementelor de aliere. Dacă această condiţie nu este îndeplinită, nu poate exista solubilitate nelimitată ci numai solubilitate parţială în stare solidă. De exemplu Ni care cristalizează în sistemul CFC se poate solubiliza în orice proporţie în Cu, care deasemeni cistalizează în CFC, în timp ce Zn care cristalizează în HC are solubilitate parţială în Cu. B. Factorul dimensional. Solubilitatea în stare solidă depinde de diferenţa diametrelor atomice ale dizolvantului DA şi dizolvatului DB, astfel:

D D

DA B

A

− ⋅ ≤100 15% ⇒ solubilitate parţială;

Fig. 2.1. Reprezentarea schematică a diferitelor tipuri de soluţii solide: a-ss de

substituţie neordonate; b-ss de substituţie ordonate; c-ss interstiţiale



25

D D

DA B

A

− ⋅ ≤100 8% ⇒ solubilitate totală.

C. Electronegativitatea componenţilor, care depinde de poziţia reciprocă a elementelor în sistemul periodic, influenţează solubilitatea în stare solidă. Dacă diferenţa de electronegativitate este mare apare o afinitate chimică între componenţi şi există tendinţa de formare a compuşilor intermetalici. Această tendinţă este denumită factor electrochimic, electronegativitatea elementelor chimice reprezentând puterea lor de atracţie pentru electroni. De exemplu factorul electrochimic pentru fluor (F) este 4,0 iar pentru cesiu (Ce) este 0,7. D. Efectul valenţei relative, se referă la raportul dintre numărul electronilor de valenţă şi numărul de atomi, denumit concentraţie electronică. Solubilitatea în stare solidă poate fi totală sau parţială în funcţie de anumite limite ale concentraţiei electronice.

Soluţii solide ordonate În cazul în care atomii metalului dizolvat ocupă anumite poziţii geometrice ordonate, în

reţeaua cristalină a dizolvantului se formează ss ordonate numite şi faze Kurnakov. Structura cristalină a acestor ss se consideră a fi formată din reţele întrepătrunse şi este denumită suprastructură sau suprareţea. Aceste ss se formează la intervale de compoziţie bine determinate între atomii componenţilor, cum sunt de exemplu sistemele de aliaje Al-Fe, Au-Cu, Cu-Zn. Structura ordonată se formează numai prin răcire lentă sub o anumită temperatură, numită temperatură de transformare ordine-dezordine. La temperaturi înalte şi la răciri rapide se formează ss neordonate. Formarea ss ordonate influenţează puternic proprietăţile aliajelor, mai ales rezistivitatea electrică, după cum se arată pentru sistemul de aliaje Au-Cu (fig. 2.2.).

Soluţii solide interstiţiale Când atomii elementului dizolvat au dimensiuni mai mici

decât ai dizolvantului, ei pot pătrunde în interstiţiile din reţeaua cristalină rezultând soluţii solide interstiţiale (fig. 2.1.c). De regulă între razele atomilor componenţi există inegalitatea RB≤0,59 RA. Cu excepţia H2 care are cea mai mică rază atomică (RH=0,59Å), toţi ceilalţi atomi: bor (RB=0,98Å), azot (RN=0,71Å), carbon (RC=0,77Å), care formează cu metalele ss interstiţiale au atomii cu diametre ceva mai mari decât interstiţiile în care pătrund. În

Fig. 2.2. Soluţii solide ordonate în sisteme de aliaje Au-Cu: a-variaţia rezistivităţii electrice ρ în funcţie de compoziţia aliajului; b-celula elementară a fazei Cu3Au;

c-celula elementară a fazei Cu-Au

Fig. 2.3. Celula elementară a Feγ (CFC) cu un atom de

carbon în interstiţia octaedrică-Austenita



26

consecinţă, solubilitatea în stare solidă va fi limitată şi prezenţa acestor atomi provoacă distorsiuni ale reţelei cristaline a metalului dizolvant. În cazul aliajelor fierului cu carbonul se formează mai multe ss interstiţiale, cum ar fi: -austenita este denumirea aleasă pentru ss interstiţială de carbon (C) în Feγ, cu reţea CFC. Atomii de carbon ocupă interstiţiile octaedrice din centrul celulei elementare.

2.1.4. Compuşi intermetalici În aliaje de anumite compoziţii în care energia de interacţiune între atomii de specii diferite este mai mare decât între atomii de acelaşi fel se formează compuşi intermetalici care constituie faze intermediare. Compuşii intermetalici, care se formează la compoziţii fixe corespunzătoare unor anumite rapoarte între elementele chimice componente se numesc compuşi definiţi, sau faze de tip daltonide. Compuşii intermetalici care se extind pe intervale mai largi de compoziţii sunt denumiţi compuşi de compoziţie variabilă, sau faze de tip bertholide. Funcţie de numărul componenţilor se disting compuşi binari, ternari şi complexi .

Unii compuşi intermetalici, care au energii de legături interatomice foarte puternice sunt extrem de stabili, prezentând temperaturi de topire mult mai ridicate decât ale metalelor componente. Aceştia se numesc compuşi cu topire congruentă. Există compuşi intermetalici care au stabilitate mai mică şi se descompun la topire, fiind denumiţi compuşi cu topire incongruentă.

Compuşii intermetalici prezintă structuri cristaline proprii, deosebite de ale componenţilor şi prin proprietăţi fizico-chimice şi mecanice specifice, care prezintă un interes deosebit pentru aliajele industriale. Compuşii intermetalici se pot clasifica în trei mari categorii:

A. compuşi electrochimici, în care predomină afinitatea electrochimică a componenţilor;

B. compuşi de tip geometric, în care predomină factorul dimensional; C. compuşi electronici determinaţi de anumite concentraţii electronice.

A. Sunt compuşi cu legături covalente care se caracterizează prin formule chimice simple şi structuri cristaline de tip clorură de sodiu (NaCl), sulfură de zinc (blendă, ZnS) (fig. 2.4). B. Compuşii de tip geometric se caracterizează prin anumite rapoarte între dimensiunile atomilor componenţi. Între acestea se disting: -fazele Laves cu raport stoechiometric AB2, care cristalizează în reţele cristaline de tip MgCu2 (cubică), MgZn2 (hexagonală). Raportul între razele atomice este de:

117 120, ,≤ ≤RR

A

B.

Fig. 2.4. Structura cristalină ale compuşilor electrochimici: a-de

tip NaCl; b-de tip blendă (ZnS)



27

-fazele Sigma binare sau complexe sunt compuşi ai metalelor de tranziţie stabili într-un interval larg de concentraţie (ex: FeCr cu 43÷49% Cr, FeV cu 33÷56% V). Acestea cristalizează într-o reţea complexă, stratificată cu 30 de atomi în celula elementară. -fazele de pătrundere (compuşi interstiţiali) sunt compuşi formaţi între metalele de tranziţie şi elementele cu diametrul atomic mic (H, B, C, N, O), adică sunt de fapt hidruri, boruri, carburi, nitruri şi oxizi. Conform regulii lui Hägg, atomii metalului M formează o reţea cubică CFC sau HC în care atomii X de element nemetalic

pătrund în interstiţiile octaedrice astfel încât: RR

X

M< 059, . Se pot forma patru tipuri de

combinaţii: M4X: Zr4H; Fe4N; Mn4N; M2X: Zr2H; Fe2N; Cr2N; Mo2C; etc. MX: ZrH; TiN; TiO; VC; MoC; ZrC; etc. MX2: ZrH2; etc.

Marea majoritate a fazelor de pătrundere sunt foarte stabile, înalt refractare (adică rezistă la temperaturi ridicate) şi prezintă durităţi foarte mari (ex: carbura de titan, TiC, are temperatura de topire, Ttop=3250 oC, microduritatea Vickers HV=3200 daN/mm2). Se poate observa că din aceste combinaţii, carburile ocupă un loc însemnat. Din categoria carburilor complexe face parte şi carbura de fier, FeC3, denumită cementită cu structură ortorombică (fig. 2.5.). Fiecare atom de carbon este înconjurat de şase atomi de fier aşezaţi în vârfurile unei prisme triunghiulare uşor deformată. Atomii de fier se găsesc la distanţe diferite şi anume: FeI la 1,85÷1,90 Å şi FeII la 2,0÷2,15 Å, ca şi cum s-ar putea considera o moleculă plană de cementită (Ce).

C. Compuşii electronici sunt compuşi intermetalici a căror constituţie este determinată de concentraţia electronică, adică de raportul dintre numărul electronilor de valenţă (ne), care revin pe numărul de atomi (na). Se cunosc trei tipuri de compuşi electronici (tab. 2.1.). Aceşti compuşi nu prezintă o distribuţie ordonată la temperaturi înalte şi răcire mai rapidă, în timp ce prin răcire lentă la temperatura ambiantă prezintă o distribuţie ordonată a atomilor în reţeaua cristalină. În general compuşii electronici sunt fragili, cei mai fragili fiind ai fazei γ.

Fig. 2.5. Structura cristalină a cementitei (Fe3C). a-reţea spaţială ortorombică; b-distanţa dintre atomii de Fe şi C.

Tab. 2.1.

Compus

Faze nn

ea

Reţea

cristalină

Exemple

C1 β 32 15= , CVC CuZn, CuBe, AgZn,

Cu3Al C2 γ sau

δ 2113 162= , cubic

complex Cu5Zn8, Cu9Al4,

Cu5Cd8

C3 ε 74 175= , HC CuZn3, AgCd3,

Ag5Al3



28

2.1.5. Constituenţi metalografici Prin denumirea de constituenţi metalografici se înţeleg acele părţi componente ale metalelor şi aliajelor care apar la analiza metalografică sub aspecte diferite. Constituenţii metalografici pot fi: metale pure, soluţii solide, compuşi intermetalici şi amestecuri mecanice (constituenţi bi sau polifazici).

În cazul metalului pur şi al ss omogene, dacă atacul cu reactivi pe suprafaţa probei de cercetat este de scurtă durată apar numai limitele dintre cristale (fig. 2.6. a) în timp ce la un atac prelungit, cristalele se vor colora

diferit. Soluţiile solide neomogene au aspect microscopic dendritic (fig. 2.6. b). Sub denumirea de amestecuri mecanice (am) se înţeleg constituenţii polifazici formaţi prin agregarea a două sau mai multe faze de natură diferită. Fazele într-un amestec mecanic se separă simultan la temperatură constantă şi cea mai scăzută,

fie din soluţie lichidă, în care caz am se numeşte eutectic, fie din soluţie solidă în care caz am se numeşte eutectoid. În general aspectul microscopic al (am) este lamelar sau globular

2.1.6. Incluziuni în metale şi aliaje Metalele şi aliajele industriale nu sunt de mare puritate, astfel, la microscop, pe lângă constituenţii metalografici care formează structura propriu-zisă apar şi unele incluziuni nemetalice cum ar fi: -incluziuni exogene - sunt antrenate din mediul exterior în timpul proceselor de fabricaţie (particule de nisip de turnătorie, zgură, etc) -incluziuni endogene - se produc în urma reacţiilor chimice între gazele din atmosfera cuptorului, impurităţi şi componenţii aliajului cum ar fi incluziuni de oxizi, sulfuri silicaţi şi aluminaţi. Incluziunile nemetalice se pot observa direct sub microscop pe probele şlefuite, dar neatacate de reactivi. Un element nemetalic ar fi grafitul în fontele cenuşii sau perstriţe. El nu reprezintă incluziuni nemetalice, ci este de fapt un constituent structural asimilat ca metal pur, putând fi observat direct sub microscop fără atac.

Fig.2.6. Aspectul macroscopic al structurii constituenţilor monofazici: a-metal

pur, ss omogenă şi compuşi intermetalici; b-ss neomogenă

Fig. 2.7. Aspectul microscopic al structurii formate din am (a) şi am şi o

fază solidă (b)



29

2 . 2 . C R I S T A L I Z A R E A M E T A L E L O R

Cristalizarea metalelor şi aliajelor reprezintă procesul de formare a structurilor cristaline ordonate în stare solidă, din structuri iniţiale mai puţin ordonate aflate în stare gazoasă, lichidă sau solidă Se disting trei procese de cristalizare: - cristalizarea din stare de vapori prin condensare; - cristalizarea din topitură prin solidificare; - cristalizarea direct din starea solidă prin procese de recristalizare, ca urmare a aplicării unor tratamente termice specifice.

2.2.1. Cristalizarea primară. Gradul de subrăcire termică Cristalizarea primară reprezintă procesul de formare a grăunţilor cristalini prin solidificarea unei topituri metalice. Acest proces poate fi analizat cu ajutorul curbelor de răcire; pentru un metal pur, curba de răcire are aspectul din figura 2.8. Temperatura de solidificare va coincide cu temperatura de topire numai dacă răcirea sau încălzirea se vor efectua cu viteze foarte mici. Deoarece în practică această condiţie nu este respectată, apare o diferenţă între temperatura teoretică TS şi temperatura reală de solidificare Tr numită grad de subrăcire: Δ T T Ts r= − Fenomenul de subrăcire caracterizează toate transformările la răcire ale metalelor. Subrăcirea maximă care poate fi obţinută la unele topituri metalice este dată în tabelul 2.2:

2.2.2. Transformări de faze la solidificare Procesul de trecere de la metalul topit, care prezintă o organizare a atomilor în domenii cu ordine apropiată, la metalul solid caracterizat printr-o ordine la mare distanţă are loc prin mecanisme de germinare şi creştere. Germenii cristalini sunt grupări de atomi, care prezintă aranjamentul specific al viitoarei reţele cristaline. După germinare are loc creşterea progresivă a nucleelor de fază solidă anterior formate, obţinându-se grăunţi cristalini care vor ocupa tot spaţiul disponibil transformării. Procesul de apariţie a unui germene de fază nouă este determinat de condiţii termodinamice specifice. Ca o transformare fazică precum cristalizarea să se producă spontan este necesar ca temperatura sistemului să fie inferioară temperaturii de echilibru termodinamic cu valoarea ΔT a gradului de subrăcire (fig. 2.9.)

Fig. 2.8. Curba de răcire a unui metal pur: a-curba

teoretică; b-curba reală şi formarea gradului de subrăcire termică ΔT

Tab. 2.2 Metalul Hg Sn Bi Pb Al Ag Au Cu Fe Ni ΔT [°C] 77 76 90 80 130 227 230 236 295 319



30

Când procesul de solidificare are loc la presiune normală, energia liberă a unui sistem este dată de relaţia: F U T S= − ⋅ (2.1) în care U reprezintă energia internă a sistemului; T-temperatura; S-entropia.

La temperatura teoretică de solidificare, energiile libere ale fazelor lichidă şi solidă sunt egale; rezultă deci că pentru a se produce transformarea lichid-solid va fi necesară o diferenţă între energiile libere respective, condiţie realizată la temperatura reală de solidificare Tr<Ts. Astfel, corespunzător gradului de subrăcire ΔT, va apărea o diferenţă ΔF dată de relaţia:

( ) ( )ΔΔ Δ

F F F U U T S SU T S

l s l s r l s

s r s

= − = − − ⋅ −= − ⋅ (2.2)

în care ΔUs reprezintă variaţia de energie internă la temperatura de subrăcire; ΔSs variaţia de entropie la solidificare. La temperatura teoretică de solidificare Ts,

variaţia energiei libere este nulă, ΔF=0 situaţie în care variaţia de energie internă va fi:

Δ Δ ΔΔ Δ

F U T SU T S Q

s s s

s s s s

= − ⋅ == ⋅ =

0 (2.3)

unde Qs este căldura latentă de solidificare. Introducând mărimile ΔUs şi ΔSs în relaţia (4.2) se va obţine:

Δ ΔF Q T QT Q T

T Q TTs r

s

ss

r

ss

s= − ⋅ = ⋅ −⎛

⎝⎜⎞⎠⎟= ⋅ ⎛

⎝⎜⎞⎠⎟

1 (2.4)

Relaţiile (2.2) şi (2.4) permit determinarea valorii forţei motrice a transformării de faze la solidificare. Deşi unei topituri metalice i s-au asigurat subrăcirea necesară şi deci şi variaţia de energie liberă, se constată că solidificarea nu începe de la sine ci ea trebuie activată. Atomii din metalele topite execută mişcări de oscilaţie în jurul poziţiei de echilibru, fiind caracterizaţi printr-o valoare minimă Ul a energiei de interacţiune. Variaţia energiei de interacţiune dintre atomii unui metal aflat în stare lichidă, în funcţie de distanţa dintre ei

( )U f xl l= este reprezentată printr-o curbă cu un minim energetic; deoarece o curbă

asemănătoare caracterizează şi interacţiunea dintre atomii unui corp solid ( )U f xs s= rezultă că variaţia totală a energiei de interacţiune U cu distanţa x dintre atomii unui metal aflat în

Fig. 2.9. Variaţia cu temperatura a energiei libere a fazelor solide Fs şi

lichidă Fl

Fig. 2.10. Variaţia totală a energiei de interacţiune în funcţie de distanţa interatomică: a-stare solidă stabilă; b-stare de echilibru când sunt stabile

ambele faze; c-stare lichidă stabilă



31

proces de cristalizare se va reprezenta printr-o curbă cu două minime. În funcţie de temperatură o astfel de curbă poate avea unul din aspectele din figura 2.10. Se observă că T<Ts, (fig. 2.10 a), domeniu care corespunde topiturii subrăcite, în echilibru energetic se află starea solidă, în timp ce starea lichidă este metastabilă,Us<Ul; la T=Ts (fig. 4.3 b) Us=Ul înseamnă că la această temperatură, faza lichidă se află în echilibru energetic cu faza solidă; T>Ts (fig. 2.10 c) în echilibru se află faza lichidă Ul<Us. Solidificarea va avea loc în condiţia existenţei unei subrăciri a topiturii metalice, concomitent cu furnizarea unei energii de activare termică (Uas), necesară pentru a depăşi bariera de potenţial dintre cele două minime. Activarea transformărilor la solidificare se face pe baza fluctuaţiilor de energie în microvolumele topiturii metalice, iar orice surplus de energie existent într-un microvolum poate fi suficient pentru activarea cristalizării.

2.2.3. Mecanismele solidificării la metale La micşorarea temperaturii unei topituri, în volumul acesteia au loc fluctuaţii de energie în urma cărora mici grupări de atomi se ordonează în spaţiu ocupând poziţii caracteristice viitoarei structuri cristaline. Aceste grupări se numesc centri de cristalizare; ele sunt instabile în topitura adiacentă datorită menţinerii încă a unei mobilităţi mari a atomilor. Prin răcire ulterioară, centrele de cristalizare devin stabile formând germeni sau nuclee de cristalizare, capabili să crească progresiv până la dimensiunile finale ale grăunţilor cristalini (fig. 2.11).

Germinarea poate fi amorsată din interiorul metalului lichid, cazul germinării omogene, sau pe suprafeţe-suport preexistente în topitură, cazul germinării eterogene. Deci, mecanismele cristalizării primare în metale şi sisteme de aliaje vor fi reprezentate prin: germinarea (omogenă sau eterogenă) a nucleelor de fază solidă şi creşterea germenilor, pentru formarea grăunţilor cristalini.

2.2.4. Germinarea omogenă la solidificare Formarea unei faze noi prin procesul germinării omogene implică realizarea unei interfeţe solid-lichid S/L. Apariţia germenului este însoţită de variaţia energiei libere ΔF a sistemului metalic, care este compusă din doi termeni:

- variaţia energiei libere de volum la cristalizare ΔFV; - variaţia de energie liberă la formarea interfeţei S/L dintre germene şi topitură ΔFs.

Astfel: Δ Δ ΔF F FV s= + (2.5) La o temperatură inferioară temperaturii de echilibru (Tr<Ts), fiecare nou germene de fază solidă formată contribuie la diminuarea energiei libere a sistemului metalic, proporţional cu volumul său. Deci, valoarea energiei libere de volum ΔFV va fi dată de produsul dintre

Fig. 2.11. Formarea grăunţilor cristalini prin procese de germinare şi creştere, la

solidificare



32

volumul V al germenului solid şi variaţia energiei libere corespunzătoare unităţii de volum de fază nouă ΔfV. Din fig. 2.9 se constată că ΔfV<0 la orice temperatură Tr<Ts, astfel temenul ΔFV va fi negativ, el reprezentând forţa motrice a transformării lichid-solid. Al doilea termen, ΔFs este totdeauna pozitiv, căci realizarea unei interfeţe este însoţită de creştere a energiei libere. Valoarea acestei energii este proporţională cu produsul dintre aria interfeţei S/L şi energia superficială specifică sau tensiunea superficială σ, care reprezintă variaţia de energie liberă pe unitatea de interfaţă formată în condiţii de temperatură şi presiune constante. Considerând formarea unui germene sferic de rază r, componentele volumică şi superficială ale energiei libere vor fi date de relaţia:

( )Δ Δ ΔΔ

F V f r fF A r

V V V

s

= − ⋅ = − ⋅

= ⋅ = ⋅

434

3

2

πσ π σ

(2.6)

Înlocuind în (4.5):

( )Δ ΔF r f rV= − ⋅ + ⋅43 43 2π π σ (2.7)

Reprezentarea grafică a relaţiei (2.7) este dată în figura 2.12: Curba ΔF=f(r) are un maxim la r=r∗, care reprezintă bariera de potenţial ΔF∗ la germinarea omogenă. Dacă r< r∗,gruparea de atomi va fi instabilă deoarece conduce la creşterea energiei libere a sistemului. Deci acest germene va avea tendinţa să se redizolve în topitură. Dacă r ≥ r∗, creşterea de volum a germenului prin ataşarea de noi atomi va conduce la diminuarea energiei libere a sistemului; în această condiţie este posibil ca germenele să devină stabil din punct de vedere energetic şi să se dezvolte; totuşi nu există încă o certitudine totală asupra acestei evoluţii deoarece ΔF > 0. Eliminarea acestei incertitudini va fi posibilă când ΔF < 0, deci după depăşirea barierei de potenţial.

Maximul funcţiei ΔF se va obţine prin anularea derivatei acesteia:

( ) ( )d Fdr

ddr r F r

r F r

V

V

ΔΔ

Δ

= − ⋅ + ⋅ =

− ⋅ + ⋅ =∗ ∗

43 4 0

4 8 0

3 2

2

π π σ

π π σ (2.8)

de unde:

r FV

∗ = 2σΔ (2.9)

Ţinându-se seama de variaţia energiei libere din relaţia (2.4) se determină pentru raza critică r∗ a germenului de fază solidă:

r TQ T

constT

s

s

∗ = ⋅⋅ =2σΔ Δ

. (2.10)

Fig. 2.12. Variaţia energiei libere ΔF în funcţie

de raza germenului sferic, la germinarea omogenă



33

Se constată astfel că pentru ΔT=0 (Ts=Tr), raza critică devine infinită şi în consecinţă solidificarea nu poate avea loc. Deci, o transformare de fază de tipul cristalizării primare nu poate avea loc la temperatura teoretică de solidificare. Pentru ca procesul de germinare spontană prin germeni proprii să se declanşeze este necesar ca sistemul să se găsească la o temperatură Ts >Tr. Astfel prezenţa gradului de subrăcire ΔT>0 este o condiţie necesară procesului de solidificare. Nucleaţia la solidificarea spontană prin germenii proprii va fi cu atât mai uşoară cu cât gradul de subrăcire ΔT va fi mai mare, deoarece creşterea lui ΔT va avea ca efect reducerea razei critice şi a variaţiei critice ΔF∗ a energiei libere totale (fig. 2.13). O altă modalitate de reducere a razei critice şi a energiei libere totale la solidificare este asigurată de micşorarea energiei libere superficiale a interfeţei S/L. Această a doua variantă va fi posibilă prin introducerea în topitură a unor cantităţi foarte mici de impurităţi solubile. Acestea, fiind superficial active se concentrează prin absorbţie pe suprafaţa de separaţie S/L, micşorînd tensiunea superficială σ. În acest mod, adaosurile de substanţe superficial active vor acţiona ca modificatori pentru finisarea structurii de solidificare (reducerea dimensiunii grăunţilor cristalini). Pentru topituri complet lipsite de particule străine, ce pot acţiona ca germeni eterogeni, poate fi dedusă teoretic şi experimental valoarea gradului critic de subrăcire ΔT∗, la care începe efectiv cristalizarea prin germinare strict omogenă. În ipoteza unei cantităţi foarte mici de metal supus solidificării, gradul critic de subrăcire se va putea calcula cu relaţia: Δ T Tt

∗ ≈ 02, (2.11) Subrăcirile măsurate la solidificarea unui volum mare de topitură metalică, în condiţii obişnuite de cristalizare, sunt mici ΔT=1...10°C. Rezultă că solidificarea topiturilor implicate în diferite procedee de turnare va fi posibilă în special prin mecanismul germinării eterogene. În tabelul 2.3, sunt prezentate valorile mărimilor Ts, Qs, σ, şi ΔT pentru unele metale.

În calcule efectuate anterior s-a considerat formarea unui singur germen sferic de fază solidă. În realitate, în sisteme metalice, germinarea nu are caracter izolat, existând simultan un mare număr de germeni de cristalizare, de care va trebui să se ţină seama la aprecierea variaţiei totale a energiei libere în procesul de solidificare.

Fig. 2.13. Variaţia energiei libere critice şi

a razei critice pentru diferite valori ale gradului de subrăcire (ΔT1>ΔT2>ΔT3)

Tab. 2.3. Metalul Temperatura

de solifificare [°C]

Căldura latentă de solidificare

[J/cm3]

Energia superficială

specifică 10-7 [J/cm3]

Maximul subrăcirii

[°C]

Ga 30 488 56 76 Bi 271 543 54 90 Pb 327 237 33 80 Ag 962 965 126 250 Cu 1085 1628 177 236 Ni 1453 2756 255 480 Fe 1538 1737 204 420



34

2.2.5. Germinarea eterogenă Posibilitatea de realizare practică a germinării omogene este relativ redusă, căci topiturile metalice conţin permanent un număr apreciabil de incluziuni (substanţe refractare, pelicule de oxizi, reziduuri catalitice etc.) care vor reprezenta suprafeţe-suport pentru germenii de cristalizare şi vor crea condiţiile favorabile pentru germinarea eterogenă. Germinarea pe suprafeţe preexistente asigură reducerea energiei necesară formării interfeţei dintre germene şi topitură, făcând posibilă declanşarea procesului de cristalizare primară şi la grade mici de subrăcire. Din punct

de vedere energetic germinarea eterogenă va implica şi existenţa unor tensiuni superficiale solid-solid de valori reduse, care vor fi afectate de introducerea în topitură a unor agenţi de germinare eterogenă (agenţi inoculanţi sau modificatori). Micşorarea energiei necesară germinării eterogene este datorată posibilităţii ca nucleul format pe o suprafaţă suport să ajungă repede la valoarea razei critice ca urmare a modificării formei sale sferice, reprezentat în acest caz printr-o calotă sferică (fig. 2.14). În acest mod, numărul de atomi necesar formării acestui nou tip de germene se va reduce considerabil, în comparaţie cu nucleul sferic specific germinării omogene; în consecinţă posibilitatea ca germenii să ajungă la valoarea razei critice va fi mult mai mare, chiar la grade mici de subrăcire, motiv pentru care germinarea eterogenă se consideră a fi instantanee. Ecuaţia echilibrului tensiunilor superficiale corespunzătoare suprafeţelor de contact dintre suport germene şi topitură va fi: σ σ σ θLS GS LG= − ⋅ cos (4.12) în care σLS reprezintă tensiunea superficială a suprafeţei de separaţie lichid/suport; σGS - tensiunea superficială a suprafeţei de separaţie germene/suport; σLG - tensiunea superficială a suprafeţei lichid germene; θ - unghiul de contact la joncţiunea triplă germene G, suport S, topitură L. Din ecuaţia (4.12) se poate determina valoarea unghiului de contact:

cosθ σ σσ= −LS GS

LG (4.13)

La mărirea unghiului θ se constată creşterea suprafeţei de contact dintre germene şi topitură, astfel că la limita superioară când θ=180°, germenele ia formă sferică, iar germinarea devine omogenă, anulându-se astfel rolul suprafeţei suport. La micşorarea unghiului θ , forma germenului se aplatisează, astfel încât la limita inferioară θ=0°, germenele va fi format dintr-un strat monoatomic care continuă structura cristalină a suportului. Creşterile coerente pe suprafeţe-suport preexistente sunt specifice nu numai solidificării metalelor ci şi depunerii electrolitice sau condensării de vapori. Dat fiind rolul important al particulelor active în procesul germinării eterogene, se poate recurge la creşterea numărului lor prin întroducerea în topitură a unor substanţe insolubile care formează cu componentele aliajului compuşi greu fuzibili. Aceste substanţe, numite modificatori sau inoculanţi pentru germinarea eterogenă, permit reglarea procesului de cristalizare şi de finisare a structurii de solidificare.

Fig. 2.14. Formarea unui germene de fază solidă prin germinare eterogenă pe o suprafaţă-suport

preexistentă



35

2.2.6. Cinetica procesului de solidificare Procesul de solidificare depinde de doi parametri importanţi: viteza de germinare şi viteza de creştere a germenilor formaţi. Viteza de germinare sau capacitatea de cristalizare vg reprezintă numărul de germeni care se formează în unitatea de timp şi în unitatea de volum de topitură. Viteza de creştere a germenilor vc reprezintă variaţia dimensiunilor liniare ale unui germen în unitatea de timp. Aceste două mărimi variază cu gradul de subrăcire specific cristalizării primare, conform figurii 2.15. Din figură se observă că variaţia vitezei de creştere a cristalelor o dată cu gradul de subrăcire prezintă un maxim situat la valori mai mici decât maximul corespunzător vitezei de germinare, iar însumarea celor două viteze vg şi vc va reprezenta viteza de solidificare (dv/dt). Maximul acestei viteze macroscopice de solidificare va corespunde valorii de timp t50 când un volum de 50% din topitură a trecut în stare solidă. Până la această valoare creşterea vitezei de solidificare este datorată creşterii suprafeţelor de separaţie lichid solid, între care se face schimbul de atomi; după această valoare, viteza de solidificare scade deoarece se micşorează numărul de germeni de cristalizare formaţi şi se reduce procesul de creştere a cristalelor datorită întâlnirii limitelor grăunţilor. Variaţia vitezei de solidificare în funcţie de timpul de solidificare dv/dt=f (t) este prezentă în figura 2.16. Cu linie continuă este indicată variaţia volumului V de metal solidificat pe durata de desfăşurare a procesului de cristalizare primară. Se constată astfel că solidificarea începe după un anumit interval de timp t0 numit perioadă de incubaţie, necesar stabilirii gradului de subrăcire şi ea se finalizează odată cu epuizarea transformării întregii cantităţi de topitură iniţială în metal solidificat.

Fig. 2.15. Variaţia vitezei de germinare, a

vitezei de creştere a germenilor şi a vitezei de solidificare cu gradul de subrăcire

Fig. 2.16. Variaţia în timp a vitezei de solidificare şi a volumului de metal

solidificat

Fig. 2.17. Structuri ale interfeţei solid-lichid şi mecanismele cristalizării:a-interfaţă denivelată; b-interfaţă plană care conţine un defect permanent;

c-interfaţă plană care nu conţine defecte. Atomii sunt reprezentaţi schematic sub forma unor cuburi, iar săgeţile indică locurile de absorbţie



36

2.2.7. Creşterea germenilor la scară atomică După formarea unui germene stabil, creşterea fazei noi se face prin adăugarea de atomi sau de molecule la interfaţa solid-lichid. Se formează astfel un flux de atomi sau de molecule dinspre topitură spre germenele de fază solidă şi altul în sens invers. Creşterea va avea loc dacă fluxul orientat spre germene va fi mai mare decât cel orientat spre faza lichidă. Viteza de creştere este în mare măsură influenţată de probabilitatea ca atomii sau moleculele să se fixeze pe interfaţa S/L, fapt pentru care ea va trebui să prezinte un număr oarecare de goluri la nivelul cărora să se realizeze noile legături atomi-interfaţă.

Probabilitatea de fixare depinde astfel de numărul de legături formate între atomii sau moleculele fazei în creştere şi atomii sau moleculele care aderă la suprafaţă. O interfaţă foarte denivelată la scară atomică este favorabilă aderării, în timp ce o suprafată plană este defavorabilă acestui proces, fapt pentru care mecanismul creşterii va depinde în mod esenţial de structura interfeţei. Conform figurii 2.17, pot fi luate în consideraţie trei cazuri principale privind structura interfeţei S/L. O interfaţă S/L denivelată la scară atomică (fig. 2.17 a) este caracterizată printr-un număr mare de trepte şi goluri de suprafaţă. Substanţele cum ar fi metalele şi substanţele organice cristalizează cu formarea unei astfel de interfeţe; creşterea cristalelor unor astfel de substanţe este extrem de rapidă şi are loc practic la temperatura de topire. Situaţia extremă, cea a interfeţelor plane (care nu conţin defecte, fig. 2.17 c) este specifică polimerilor; creşterea acestor substanţe este foarte lentă şi necesită grade mari de subrăcire (ΔT≅50 K). Există cazuri intermediare când interfaţa S/L este plană, dar ea conţine şi un număr de defecte de reţea; în figura 2.17 b este prezentat cazul când la suprafaţa cristalului există o dislocaţie elicoidală care rămâne activă în timpul creşterii. Acest tip de solidificare este specific materialelor ceramice

2.2.8. Creşterea germenilor la scară microscopică În materialele metalice cu o dezvoltare rapidă a interfeţei S/L, fenomenele care au loc la scară atomică nu sunt în general limitate de viteză şi ele nu reprezintă decât o parte a procesului de transformare de fază. O altă parte a procesului este constituită de structurarea materiei la scară mult mai mare şi care este puternic influenţată de procesele de difuzie. Rezultă că aceste fenomene conduc spre o microstructură cristalină variată având dimensiuni cuprinse între ordinul 10-6...10-3 mm, observabilă deci prin microscopie optică.

Această microstructură de solidificare este reprezentată în principal prin cristale dendritice şi grăunţi eutectici, morfologii exemplificate schematic în figura 2.18, când ele se află într-un stadiu intermediar cuprins între germinare şi finalul creşterii

Fig. 2.18. Morfologii importante ale creşterii

cristalelor: a-formarea dendritelor la solidificarea unui metal; b-grăunţi eutectici sferici



37

TEST DE AUTOEVALUARE LA UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 2

1 Enumeraţi tipurile de soluţii solide si caracterizati-le. 2 Descrieţi compuşii intermetalici. 3 Descrieţi procesul de cristalizare primarǎ si gradul de subrǎcire

termicǎ. 4 Prezentaţi transformǎrile de faze la solidificare şi mecanismele

solidificǎrii. 5 Descrieţi procesul de germinare omogenǎ şi eterogenǎ la

solidificarea metalelor.


1. Soluţii solide. Compuşi intermetalici; 2. Procesul de cristalizare primarǎ si gradul de subrǎcire termicǎ, transformǎrile de faze la solidificare şi mecanismele solidificǎrii. 3. Descrieţi procesul de germinare omogenǎ şi eterogenǎ la solidificarea metalelor









Sisteme de aliaje Fier-Carbon


38

UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 3: SISTEME DE ALIAJE FIER-CARBON

CUPRINS UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 3: SISTEME DE ALIAJE FIER-CARBON.....38


3.1. SISTEME DE ALIAJE FIER-CARBON......................................................................... 39

3.1.1. Fierul. Stări alotropice. Proprietăţi.......................................................................... 39 3.1.2. Diagrama de echilibru termodinamic ..................................................................... 41 3.1.3. Formarea structurilor de echilibru în sistemul metastabil Fe-Fe3C........................ 45 3.1.4. Oţeluri carbon tehnice ............................................................................................ 50 3.1.5. Proprietăţile fizico-mecanice, chimice şi tehnologice ale metalelor şi aliajelor ..... 53






39



• Cunoaşterea diagramei de echilibru termodinamic Fe-Fe3C;

• Cunoaşterea fazelor şi constituenţilor în sistemul metastabil Fe-Fe3C;

• Cunoaşterea tipurilor de transformări în sistemul metastabil Fe-Fe3C

• Familiarizarea cu elementele însoţitoare în oţelurile carbon şi influenţa lor asupra structurii şi proprietăţilor

• Cunoaşterea proprietăţilor fizico-mecanice, chimice şi tehnologice ale metalelor şi aliajelor

3 . 1 . S I S T E M E D E A L I A J E F I E R - C A R B O N

3.1.1. Fierul. Stări alotropice. Proprietăţi Fierul este un metal utilizat atât în stare pură cât şi sub formă de aliaje metalice; este un element metalic, care face parte din grupa a VIII-a a sistemului periodic, are numărul atomic Z=26, masa atomică 55,847, coeficientul de dilatare termică α=11,7⋅10-6 grad-1, densitatea ρ=7,86 kg/dm3, putînd avea valenţele 2, 3 şi 6. Fierul tehnic are proprietăţi de rezistenţă scăzute (Rm=200 N/mm2); Rc=100 N/mm2; HB=80 daN/mm2), proprietăţi elastice ridicate (A5=50%; Z=80%; KCU=25 daJ/cm2), permeabilitate magnetică mare, forţă coercitivă şi conductivitate electrică mici, pierderi mici prin histerezis magnetic. Fierul are culoarea albă argintie, se topeşte la 1538°C, fierbe la 2880°C şi prezintă la presiune normală două stări alotropice: - fierul alfa (Feα) cristalizat în reţea cub cu volum centrat, stabil în domeniul de temperatură de 1538...1394°C (când se mai cunoaşte şi sub denumirea de fier delta - Feδ) şi sub temperatura de 912°C;

Tab. 3.1

Starea alotropică

Domeniul

de existenţă

Reţea cristalină

Parametrii reţelei

Grad de

compactitate

Densitate

Volum specific

Observaţii [°C] [Å] [%] (la T°C)

kg/dm3 dm3 <770 CVC 2,47-2,85 68 7,87

(20) 0,1275

(25) Feromagn.

Fe α 770-912 CVC 2,92 68 - - Paramagn. 1394-

1538 CVC 2,95 68 - 0,1355

(1500) Paramagn.

Fe γ 912-1394 CFC 3,65-3,66 74 8,22 (1200)

0,133 (1200)

Paramagn.

Fe ε 25

p>150 kbari

HC - >74 - - -



40

- fierul gama (Feγ) cristalizat în reţea cub cu feţe centrate, stabil în intervalul termic 912...1394°C. La presiuni mai mari de 150 kbari, la temperatura ambiantă, fierul mai prezintă o stare alotropică (Feε), cristalizat în reţea hexagonal compactă.

Fierul prezintă o transformare magnetică la temperatura de 770°C (punct Curie), când trece reversibil din feromagnetic în paramagnetic în procesul de încălzire, respectiv cel de răcire. Transformările alotropice şi caracteristicile cristalografice ale fierului sunt prezentate în tabelul 3.1.

Stabilitatea la diferite temperaturi a celor două forme alotropice ale fierului Feα (CVC) şi Feγ (CFC) la diferite temperaturi, se poate explica urmărindu-se variaţia cu temperatura a energiei libere a acestora (fig. 3.1). Se observă din figură că de la 0°C la 912°C

este stabil Feα, deoarece el are energia liberă minimă în acest interval de temperaturi; între 912 şi 1394°C este stabil Feγ, iar între 1394 şi 1538°C este stabil Feδ numit şi Feα de temperaturi înalte. Existenţa diverselor stări alotropice în funcţie de temperatură şi presiune rezultă din fig. 3.2. Se observă că la mărirea presiunii scade temperatura de transformare reversibilă a Feγ↔Feα şi a Feα↔Feε În stare pură, fierul are domenii limitate de utilizare. Datorită capacităţii mari de deformare plastică, fierul tehnic pur este folosit pentru obţinerea unor produse prin ambutisare adâncă. Proprietăţile sale fizice, permeabilitatea magnetică mare şi pierderile mici prin

histerezis fac să fie utilizat în electrotehnică la confecţionarea miezurilor şi pieselor polare ale electromagneţilor, la ecrane magnetice, membrane telefonice etc. Fierul pur se fofoseşte drept catalizator al unor procese chimice, precum şi pentru fabricarea unor preparate medicinale. Cea mai largă utilizare o au însă aliajele pe bază de fier-reprezentate prin oţeluri carbon, fonte, oţeluri şi fonte aliate etc.-în care cel mai important element de aliere al fierului este carbonul; introdus în cantităţi mici, acesta modifică radical proprietăţile fizico-mecanice şi tehnologice ale fierului. Aliajele fier-carbon sunt aliaje complexe, care pe lângă elementele pricipale fierul şi carbonul, mai conţin sub formă de impurităţi şi alte elemente chimice: Mn, Si, P, S, O, H, N, B, etc, care provin din procesul de elaborare şi care influenţează puternic proprietăţile de bază ale fierului.

Fig. 3.1. Variaţia cu temperatura a energiei

libere a formelor alotropice ale fierului

Fig. 7.2. Influenţa presiunii şi a temperaturii asupra polimorfismului

fierului



41

3.1.2. Diagrama de echilibru termodinamic Fierul şi carbonul formează un sistem de aliaje cu solubilitate totală în fază lichidă, solubilitate parţială în fază solidă, cu formare de compuşi chimici şi cu diferite transformări secundare. Aliajele tehnice fier-carbon conţin până la 6,67 %C sau 100 %Fe3C şi corespund diagramei de echilibru conform STAS 2500-80 (fig. 3.3.). Se observă că această diagramă binară de echilibru are un aspect complex, fiind formată din combinarea a patru diagrame simple: diagramă cu peritectic, diagramă cu eutectic, diagramă cu descompunere totală a soluţiei solide şi diagramă cu descompunere parţială a soluţiei solide. Carbonul, solubil nelimitat în fierul lichid, se va putea găsi în timpul solidificării sau după solidificare dizolvat parţial în fier, formând soluţii solide, legat în compusul chimic Fe3C denumit cementită (reprezintă starea metastabilă) şi parţial liber în stare alotropică grafit (reprezintă starea stabilă). Formarea uneia sau alteia dintre cele două stări ale carbonului metastabilă şi stabilă în aliajele Fe-C este determinată de două categorii de factori importanţi: parametrii tehnologici de elaborare (viteză de răcire, temperatură de încălzire a topiturii etc.) şi compoziţia chimică a aliajelor (carbonul, siliciul şi în general elementele de aliere care nu formează carburi favorizează obţinerea grafitului, iar manganul, sulful, şi în general elementele care se combină cu carbonul favorizează obţinerea cementitei Fe3C).

Rezultă deci că aliajele Fe-C cristalizează după două sisteme de echilibru termodinamic: • Fe-Fe3C - sistem metastabil, reprezentat prin linie continuă în fig. 7.3 • Fe-Cgrafit - sistem stabil, prezentat cu linie întreruptă în sistemul metastabil Fe-Fe3C, dar

din cauza instabilităţii termodinamice a cementitei, determinată de descompunerea ireversibilă a acesteia în condiţii de răcire lentă sau în prezenţa siliciului, se va stabili echilibru termodinamic definitiv:

Fe C Fe Cgrafit3 3→ +

Fig. 3.3. Diagrama de echilibru termodinamic Fe-C şi diagrama de faze şi

constituienţi



42

Influenţa carbonului asupra punctelor critice ale fierului Fierul are trei puncte critice de transformare: A2=770°C (punct Curie); A3=912°C (transformarea alotropică Feα↔Feγ); A4=1394°C (transformarea alotropică Feγ↔Feδ); Influenţa carbonului asupra poziţiei punctelor critice se manifestă sub două aspecte: A. modifică temperaturile punctelor critice: • punctul critic A4 (Feδ↔Feγ) creşte de la 1394°C la 1495°C după liniile NH respectiv NJ,

când conţinutul de carbon creşte de la 0% la 0,17%; • punctul critic A3 (Feγ↔Feα) coboară de la 912°C la 727°C după liniile GOS respectiv GP,

când carbonul creşte de la 0% la 0,77% C; peste 0,77% C punctul critic A3 se menţine constant la 727°C după izoterma SK;

• punctul critic A2 (punctul Curie) se menţine constant la 770°C (linia MO), cînd conţinutul de carbon creşte până la 0,51%, apoi coboară la 727°C (linia OS), când conţinutul de carbon creşte la 0,77%, după care se menţine constant (izoterma SK) oricât creşte conţinutul de carbon;

B. măreşte numărul punctelor critice: • începând cu 0,0218% C apare punctul critic A1 care se menţine constant la 727°C,

izoterma PSK, ce corespunde transformării eutectoide; • de la 0,0206% C apare punctul critic A0, care se menţine constant la 210°C, izoterma

P′′K′′, ce corespunde transformării magnetice a cementitei la răcire. Rezultă deci că aliajele fier-carbon, reprezentate prin oteluri (0...2,11% C) şi fonte (2,11...6,67% C) posedă cinci puncte critice corespunzătoare fierului.

Faze şi constituenţi în sistemul metastabil Fe-Fe3C În sistemul metastabil Fe-Fe3C sunt prezente patru faze (soluţia lichidă, ferita,

austenita şi cementita) şi doi constituenţi bifazici de tip amestec mecanic (ledeburita-eutectic şi perlita-eutectoid). Soluţia lichidă (L) este formată din amestecul intim al atomilor de fier aflat în stare lichidă şi carbon. Ferita (ferită alfa-Fα şi ferită delta-Fδ) reprezintă o soluţie solidă de interstiţie a carbonului dizolvat în fier α cristalizat în reţea CVC. Ferita existentă la temperaturi mai mari de 1394°C este cunoscută sub denumirea de ferită δ; ea este nemagnetică şi poate dizolva maximum 0,09% C la temperatura de 1495°C. Ferita care există la temperaturi mai mici de 912°C este cunoscută sub denumirea de ferită α; ea este magnetică sub temperaturi de 770°C (punctul Curie al fierului) şi dizolvă maximum 0,0218% C la temperatura de 727°C. Cele două ferite reprezintă una şi aceeaşi fază, deosebindu-se între ele doar prin parametrul reţelei cristaline, care este mai mare la ferita δ. Ferita delta se obţine direct din soluţia lichidă, iar ferita alfa se obţine prin transformarea alotropică la răcire a fierului gama. La temperatura ambiantă ferita α dizolvă o cantitate foarte mică de carbon, de maximum 0,002% C.

Proprietăţile feritei sunt foarte apropiate de cele ale fierului pur (Rm=30 daN/mm2; KCU=20 daJ/cm2; HB=80 daN/mm2; A=40% şi Z=70%). La microscopul optic, în urma atacului cu nital ferita apare sub formă de grăunţi poliedrici sau în reţea, de culoare albă. Austenita (A) este o soluţie solidă de interstiţie a carbonului dizolvat în fier γ cristalizat în reţea CFC. Ea poate fi formată din soluţie lichidă (după curba BC al liniei lichidus), sau în urma reacţiei peritectice (după izoterma de la 1495°C), precum şi din transformarea



43

alotropică a feritei δ în intervalul de temperaturi 1495...1394°C. Austenita fiind cristalizată în reţea CFC are mai multe sisteme de alunecare şi este cea mai plastică fază a aliajelor Fe-Fe3C; ea poate dizolva maximum 2,11% C la temperatura de 1148°C. În oţelurile carbon şi în fontele obişnuite în condiţii de echilibru, austenita nu poate exista decât la temperaturi mai mari de 727°C. În urma studiului cu microscopul vacuterm s-a constatat că austenita apare tot sub formă de grăunţi poliedrici de culoare albă uşor geometrizaţi. Cementita (Ce) reprezintă compusul chimic format între fier şi carbon care corespunde formulei Fe3C şi care conţine 6,67% C şi 93,33% Fe. În funcţie de modul de formare, cementita poate fi: -cementita primară (CeI), care solidifică din topitură după curba CD al liniei lichidus; -cementita secundară (CeII), care se formează din austenită după linia ES, care marchează micşorarea solubilităţii carbonului în fier γ de la 2,14% C (1148°C) la 0,77% C (727°C) -cementită terţiară (CeIII), care se separă din ferita alfa după linia de variaţie a solubilităţii carbonului în fierul α de la 0,0218%C (727°C) la 0,002%C (20°C). Toate cele trei tipuri de cementită cristalizează în sistemul ortorombic, au aceeaşi compoziţie chimică, deosebindu-se doar prin gradul de dispersie (CeI fiind cea mai grosolană, iar CeIII fiind cea mai fină). În aliajele Fe-Fe3C cementita se poate afla atât în stare liberă cât şi alături de alte faze, în amestecuri mecanice. La răcire, sub temperatura de 210°C (punctul Curie al cementitei), aceasta devine feromagnetică. Cementita este faza cea mai dură (HB=750 daN/mm2), dar şi cea mai fragilă. La microscop ea apare sub formă de câmp, ace sau reţea de culoare albă după un atac cu nital, sau de culoare albastră, dacă atacul se face cu picrat de sodiu. Perlita (P) este un amestec mecanic bifazic format în urma descompunerii totale a austenitei la temperatura de 727°C (reacţie eutectoidă) în ferită α şi cementită:

A F Ce PCII077

72700218 6 67 0 77, , , ,

o← →⎯⎯⎯ + =α Perlita se află în echilibru la temperaturi de 727°C; aliajul Fe-C cu 0,77% C conţine 100% perlită şi este de tip eutectoid.

Proprietăţile mecanice ale perlitei au valori intermediare între cele ale feritei α şi cementitei: HB=205 daN/mm2, Rm=85 daN/mm2, A=15%, KCU=3...6 daJ/cm2. La microscop în urma atacului cu nital, perlita apare sub forma unor insule întunecate; la puteri de mărire de peste 300:1 se poate distinge efectul lamelar sau globular al acesteia. Ledeburita (Le) reprezintă eutecticul aliajelor Fe-Fe3C. În funcţie de temperatura la care se formează ea poate fi: -ledeburită primară (LeI); -ledeburită secundară (LeII) Ledeburita primară este un amestec mecanic bifazic format prin descompunerea soluţiei lichide conform reacţiei eutectice: L A Ce LeC

I I431148

211 667 43, , , ,o← →⎯⎯⎯ + =

Ledeburita secundară este un amestec mecanic format prin descompunerea austenitei din LeI în ferită α şi cementită secundară. Deci ledeburita secundară este compusă din perlită şi cementită primară. Aliajul Fe-C cu 4,3% C conţine 100% ledeburită şi este de tip eutectic.



44

Ledeburita este un constituent structural dur şi fragil, cu turnabilitate bună. Deoarece provine dintr-o transformare primară, ledeburita prezintă o structură mai grosolană decât cea a perlitei.

La microscop, apare sub formă de insule mici de perlită dispuse pe un fond alb de cementită. La răcire lentă austenita se transformă la 727°C în perlită; la răcire cu viteze mari, ea se transformă în amestecuri mecanice ferito-cementitice sau ferito-carburice cunoscute sub numele de constituenţi de tranziţie: sorbita, troostita şi bainita, care diferă între ele prin natura fazei carburice şi prin gradul de dispersie, care creşte odată cu viteza de răcire. Pentru viteze de răcire mai mari austenita se menţine în stare subrăcită şi apoi se transformă în martensită, care este o soluţie solidă suprasaturată a carbonului dizolvat în fierul alfa şi care cristalizează în reţea tetragonală cu volum centrat. Toţi aceşti constituenţi bifazici (sorbita, troostita şi bainita) sau monofazici (martensita) sunt stări în afară de echilibru (metastabile).

Tipuri de transformări în sistemul metastabil Fe-Fe3C Aliajele Fe-C tehnice prezintă două tipuri de transformări: -primare (peritectică şi eutectică); -secundare sau în stare solidă (alotropice, descompunerea totală a soluţiei solide Fγ şi descompunerea parţială a soluţiei solide Fα).

În consecinţă semnificaţiile liniilor de pe diagrama Fe-C, sistemul metastabil, sunt următoarele: • curbele ABCD formează linia lichidus, peste care toate aliajele se găsesc în stare lichidă

omogenă; curbele AHJECFD reprezintă linia solidus sub care toate aliajele sunt solidificate. La temperaturile corespunzătoare curbei AB din lichid începe să se separe ferita δ, la cele corespunzătoare curbei BC din lichid începe să se separe austenita (Fγ), iar la temperaturile corespunzătoare curbei CD din lichid începe să se separe cementita primară;

• la temperatura corespunzătoare izotermei ECF (1148°C) se produce transformarea eutectică, când din lichidul de concentraţie corespuzătoare punctului C (4,30% C) cristalizează simultan austenita având concentraţia punctului E (2,11% C) şi cementita de concentraţia punctului F (6,67% C); amestecul mecanic rezultat poartă numele de ledeburită primară; în partea stângă a diagramei, pe curba AH se termină cristalizarea primară a feritei δ, pe izoterma HJB la temperatura de 1495°C se produce transformarea peritectică, când lichidul de concentraţia punctului B (0,53% C) reacţionează cu ferita δ de concentraţia punctului H (0,09% C) şi se formează austenita de concentraţia punctului J (0,17% C). La răcire, intervalul dintre curbele HN şi JN are loc transformarea alotropică a feritei δ în austenită. Toate aliajele cu conţinut de până la 2,11% C (punctul E) au structura primară alcătuită din austenită;

• la temperaturi corespunzătoare curbei GOS începe transformarea alotropică a austenitei în ferită α, transformare care se termină la temperaturi corespunzătoare curbei GP;

• la temperatura corespunzătoare izotermei PSK (727°C) austenita de concentraţia punctului S (0,77% C) se descompune în ferită α de concentraţia punctului K (6,67% C), amestecul mecanic rezultat fiind un amestec eutectoid denumit perlită;

• pe curba ES, ca urmare a scăderii cu temperatura a solubilităţii carbonului în fier γ, se separă din austenită cementita secundară, iar pe curba PQ, ca urmare a scăderii cu temperatura a solubilităţii carbonului în fier α, se separă din ferita α cementita terţiară.



45

Rezultă că în sistemul metastabil Fe-Fe3C sunt prezente trei transformări invariante reversibile: - transformarea peritectică, care are loc la nivelul izotermei HJB: F L AC

δ 009 0531495

017, , ,+ ← →⎯⎯⎯o

- transformarea eutectică, care are loc la nivelul izotermei ECF: L A Ce LeC

I I431148

211 667 43, , , ,o← →⎯⎯⎯ + =

- transformarea eutectoidă, care are loc la nivelul izotermei PSK: A F Ce PC

II077727

00218 667 077, , , ,o← →⎯⎯⎯ + =α

În timpul acestor transformări invariante, coexistă în echilibru trei faze şi în consecinţă V=2-3+1=0. În aliajele Fe-C mai există două transformări reversibile care fac referire la proprietăţile magnetice: astfel după linia MOSK (A2) la răcire ferita alfa devine feromagnetică, iar după linia P′′K′′ (A0) la răcire cementita devine feromagnetică.

3.1.3. Formarea structurilor de echilibru în sistemul metastabil Fe-Fe3C Structurile de echilibru în aliajele Fe-C se obţin la răciri cu viteze reduse sau moderate

Formarea structurii de echilibru într-un oţel cu 0,01% C Urmărindu-se răcirea acestui aliaj din stare lichidă (fig. 3.4. a) se constată că la intersecţia verticalei de concentraţie a acestuia cu linia lichidus, (punctul 1) se formează primul cristal de ferită δ.

Pe măsura răcirii solubilitatea carbonului în topitură variază după segmentul AB al liniei lichidus, iar solubilitatea carbonului în ferită δ variază după segmentul AH cu linia solidus. La temperatura corespunzătoare punctului 2 se termină solidificarea feritei δ. Punctul

Fig. 3.4. Formarea structurii de echilibru a oţelului cu 0,01% C; a-

transformări la echilibru; b-curba de răcire; c-structura de echilibru (grăunţi de ferită şi insule mici albe de cementită terţiară.)



46

3, marchează începutul separării austenitei din ferita δ ca urmare a transformării alotropice a fierului δ în fier γ, acest proces se termină la temperatura corespunzătoare punctului 4. La intersecţia verticalei de concentraţie cu linia GOS (punctul 5), din austenită începe să se separe ferita α proeutectoidă: ca urmare a transformărilor alotropice ale fierului γ în fier α la temperatura de 770°C (punctul 6), ferita α nemagnetică, astfel formată, devine magnetică. În punctul 7, întreaga cantitate de austenită s-a transformat în ferită α. Datorită scăderii solubilităţii carbonului în ferită α după linia PQ, din aceasta începe separarea compusului chimic Fe3C (punctul 8), care la temperatura de 210°C (punctul 9), devine magnetică. Pe curba de răcire a aliajului cu 0,01% C sunt prezente şapte puncte de inflexiune şi două paliere (fig. 3.4. b). Structura microscopică a acestui aliaj (fig. 3.4. c) este format dintr-un câmp alb de ferită α poliedrică; la limitele grăunţilor de ferită se află insule mici albe de cementită terţiară.

Formarea structurii de echilibru în oţelul hipoeutectoid cu 0,3% C Prin răcirea topiturii, la intersecţia verticalei de concentraţie cu linia lichidus (fig. 3.5, a) începe ca şi aliajul precedent, cristalizarea feritei δ (punctul 1). La temperatura peritectică de 1495°C (punctul 2) lichidul cu concentraţia 0,53% C şi

ferita δ cu 0,09% C reacţionează, rezultând austenită şi rămânând în surplus lichid, din care continuă să se formeze austenită în intervalul 2-3; solidificarea se termină în punctul 3 la intersecţia verticalei cu linia solidus. În punctul 4, datorită transformării alotropice a fierului γ în fier α (după linia GOS) din austenită începe separarea feritei α proeutectoide, care la temperatura de 770°C (punctul 5) devine magnetică. La temperatura de 727°C (punctul 6) are loc transformarea eutectoidă, când austenita de concentraţie de 0,77% C se descompune total într-un amestec mecanic de ferită α şi cementită secundară, denumit perlită (A↔Fα+CeII). Sub temperatura de 727°C, pe măsura răcirii, datorită scăderii solubilităţii carbonului în ferita α, din aceasta se separă cementita terţiară. La temperatura de

Fig. 3.5. Formarea structurii de echilibru a oţelului hipoeutectoid cu 0,3% C:

a-transformări la echilibru; b-curba de răcire; c-structura de echilibru (ferită α poliedrică şi insule negre de perlită)



47

210°C (punctul 7) cementita secundară din perlită şi cementita terţiară liberă devin magnetice. Curba de răcire a acestui aliaj prezintă trei puncte de inflexiune şi patru paliere (fig. 3.5, b), iar structura microscopică a oţelului rezultată în urma atacului cu nital este formată din ferită α poliedrică şi insule negre de perlită (fig. 3.5, c).

Formarea structurii de echilibru în oţelul eutectoid cu 0,77% C Solidificarea acestui aliaj (fig. 3.6, a), începe la intersecţia verticalei de concentraţie cu linia lichidus (punctul 1) şi se termină la intersecţia cu linia solidus (punctul 2); în acest interval termic se formează austenita.

La temperatura de 727°C (punctul 3) austenita se descompune total într-un amestec mecanic format din ferită α şi cementită secundară denumit perlită. Cementita din perlită devine magnetică la 210°C (punctul 4). Curba de răcire a acestui aliaj are două puncte de inflexiune corespunzătoare începutului şi sfârşitului solidificării şi două paliere corespunzătoare transformării eutectoide şi transformării magnetice a cementitei (fig. 3.6 b). Microstructura oţelului eutectoid este formată din perlită; la puteri de mărire de peste 300:1, se observă aspectul lamelar al perlitei (fig. 3.6 c) obţinută la o răcire anizotermă, sau globular (fig. 3.6 d) obţinută fie la o răcire cu menţinere îndelungată imediat sub temperatura de 727°C, fie prin pendulare ciclică (răciri şi încălziri repetate) în jurul temperaturii de 727°C. La puteri de mărire mai mici perlita apare sub formă de câmp întunecat fiind puternic corodată de reactivii chimici.

Formarea structurii de echilibru în oţelul hipereutectoid cu 1,2% C Solidificarea acestui aliaj (fig. 3.7, a) are loc în intervalul termic dintre punctele 1 şi 2 când din topitură se formează austenita. Ferita γ se menţine până în punctul 3, când datorită micşorării solubilităţii carbonului în fierul γ (linia ES) începe separarea cementitei secundare proeutectoide la limita grăunţilor de austenită.

Fig. 3.6. Formarea structurii de oţel eutectoid cu 0,77% C: a-transformări la

echilibru; b-curba de răcire; c-structura de echilibru a perlitei lamelare; d-structura de echilibru a perlitei globulare



48

La temperatura de 727°C (punctul 4) austenita sărăcită în carbon, având concentraţia de 0,77% C se descompune total în perlită. La 210°C (punctul 5) atât cementita secundară proeutectoidă, cât şi cea din perlită devin magnetice. Curba de răcire prezintă trei puncte de inflexiune şi două paliere

corespunzătoare transformării eutectoide şi transformării magnetice a cementitei (fig. 3.7, b). Microstructura oţelului cu 1,2% C este formată din

cementită albă sub formă de reţea subţire continuă care înconjoară grăunţii negri de perlită lamelară (fig. 3.7, c).

Formarea structurii de echilibru în fonta albă hipoeutectică cu 3% C Cristalizarea acestei fonte după sistemul metastabil (fig. 3.8, a) începe la intersecţia verticalei de concentraţie cu linia lichidus (punctul 1), când din topitură se formează austenită. Concentraţia în carbon a lichidului creşte după curba BC al liniei lichidus; la temperatura eutectică de 1148°C (punctul 2) lichidul cu conţinut de 4,3% C se descompune izoterm într-un amestec mecanic de austenită şi cementită primară, denumit ledeburită primară (eutecticul fontelor albe). Pe măsura răcirii

sub temperatura de 1148°C, concentraţia carbonului în austenită scade după linia ES, până la 0,77% C; ca urmare din aceasta se separă cementita secundară. La temperatura eutectoidă de 727°C are loc transformarea austenitei în perlită (transformare eutectoidă); ca atare, sub temperatura de 727°C fonta va conţine perlită, cementită secundară şi ledeburită

Fig. 3.7. Formarea structurii în oţelul hipereutectoid cu 1,2% C:

a-transformări la echilibru; b-curba de răcire; c-structura de echilibru (grăunţi negri de perlită lamelară înconjuraţi de reţea de cementită albă)

Fig. 3.8. Formarea structurii în fontă albă hipoeutectică cu 3% C:

a-transformări la echilibru; b-curba de răcire; c-structura de echilibru (perlita sub formă de insule negre, câmp alb de cementită secundară, zone punctate

de ledeburită)



49

secundară. În punctul 4, la temperatura de 210°C, cementita devine magnetică. Curba de răcire a fontei albe cu 3% C are un punct de inflexiune (începutul solidificării) şi trei paliere corespunzătoare transformărilor eutectice, eutectoide, şi magnetice (fig. 3.8, b). Microstructura acestei fonte albe hipoeutectice este formată din perlită sub formă de insule mari negre, cementită secundară-câmp alb şi ledeburită-în zone punctate (fig. 3.8, c).

Formarea structurii de echilibru în fontă albă eutectică cu 4,3% C Cristalizarea acestei fonte după sistemul metastabil (fig. 3.9, a).are loc la temperatura constantă de 1148°C (punctul 1), când lichidul se descompune simultan în două faze: austenită şi cementită care formează eutecticul fontelor albe, denumit ledeburită primară. În punctul 2, la 727°C, austenita cu concentraţie de 0,77% C din ledeburita primară se descompune total în perlită. În punctul 3 cementita devine magnetică. Curba de răcire prezintă trei paliere corespunzătoare transformărilor eutectice, eutectoide şi magnetice (fig. 3.9, b). Microstructura fontei albe eutectice este formată dintr-un câmp globular de ledeburită (fig. 3.9, c).

Formarea structurii de echilibru în fonta albă hipereutectică cu 5% C Din topitură, la atingerea temperaturii corespunzătoare segmentului CD al liniei lichidus (punctul 1) (fig. 3.10, a), se formează primul cristal de austenită primară. Prin răcire solubilitatea carbonului scade până la 4,3% C, la temperatura de 1148°C (punctul 2) când lichidul se transformă în ledeburită primară (transformarea eutectică). La temperatura de 727°C, datorită transformărilor eutectoide (A→P) ledeburita primară trece în ledeburită secundară. La temperatura de 210°C (punctul 4) cementita devine magnetică. Curba de răcire (fig. 3.10, b) prezintă un punct de inflexiune corespunzător începutului solidificării şi trei paliere corespunzătoare transformărilor eutectice, eutectoide şi magnetice. Microstructura fontei hipereutectice cu 5% C conţine un câmp de ledeburită globulară şi benzi albe de cementită primară (fig. 3.10, c).

Fig. 3.9. Formarea structurii în fonta albă eutectică cu 4,3% C:

a-transformări la echilibru; b-curba de răcire; c-structura de echilibru (câmp globular de ledeburită)



50

3.1.4. Oţeluri carbon tehnice Oţelurile carbon sunt aliaje ale fierului cu carbonul care conţin până la 2,11% C şi o cantitate de elemente însoţitoare: Mn, Si, P, S, O, H etc, aceste oţeluri sunt nealiate. La temperatura mediului ambiant structurile de echilibru ale oţelurilor carbon, hipoeutectoide (până la 0,77% C), eutectoide (0,77% C) şi hipereutectoide (0,77...2,11% C) sunt formate din ferită α -pentru oţelurile de până la 0,002% C şi din ferită α şi cementită în stări libere sau legate în amestecul mecanic denumit perlită -pentru oţelurile cu 0,002-2,11% C. În aceste oţeluri cementita şi ferita α se deosebesc din punct de vedere metalografic după formă, distribuţie, microduritate şi culoare (în urma unui atac diferenţiat cu picrat de sodiu cementita devine albastră).

Elementele însoţitoare în oţelurile carbon şi influenţa lor asupra structurii şi proprietăţilor

Caracteristicile oţelurilor sunt influenţate nu numai de conţinutul lor în carbon ci şi de cantitatea elementelor însoţitoare, care provin din atmosferă sau din materiile prime utilizate la obţinerea oţelurilor. Din acest motiv, elementele însoţitoare se mai numesc şi impurităţi obişnuite sau normale. În oţelurile carbon, cantităţile de elemente însoţitoare sunt limitate la valori maxime de către standardele în vigoare. Astfel se admite maximum 0,5% Si, 0,03...0,8% Mn şi maximum 0,03% S şi P. Sulful, fosforul, oxigenul şi azotul trebuie să existe în cantităţi foarte reduse, deoarece înrăutăţesc mult caracteristicile oţelului, în timp ce siliciul şi manganul pot exista în cantităţi mai mari, influenţa lor în oţeluri fiind în parte pozitivă. În funcţie de modul de comportare faţă de fier, elementele însoţitoare se împart în două categorii: - elemente insolubile în fier: S, O, N, B, H etc.; - elemente parţial solubile în fier: Si, Mn, P etc.;

Fig. 3.10. Formarea structurii în fonta albă hipereutectică cu 5% C:

a-transformări la echilibru; b-curba de răcire; c-structura de echilibru (ledeburită globulară şi benzi albe de cementită primară)



51

Elementele însoţitoare insolubile în fier se combină chimic cu fierul sau cu alte elemente chimice prezente în oţeluri, separându-se sub formă de incluziuni nemetalice care sunt observabile la microscop. Cele mai importante incluziuni nemetalice din punct de vedere al influenţei asupra proprietăţilor sunt sulfurile de fier şi mangan (FeS şi MnS), oxizi de fier şi de mangan (FeO şi MnO) şi nitrura de fier (Fe4N). De regulă, incluziunile nemetalice (compuşii chimici ai sulfului, oxigenului şi azotului) nu sunt solubile în fierul solid şi ele se separă sub forma unor eutectice peliculare cu temperaturi de topire scăzute (Fe-FeS), sau uneori sub formă de incluziuni separate cu aspecte şi forme diverse (globulare, ovale, în şiruri, aciculare etc.), vizibile la microscop pe suprafeţele lustruite şi neatacate ale probelor de oţel. Incluziunile nemetalice pot fi: plastice sau fragile, ele putând fi favorabile proprietăţilor oţelurilor (MnS), sau dăunătoare (FeS, FeO, Fe4N etc.). Influenţa elementelor însoţitoare insolubile în fier. Prin incluziunile nemetalice pe care le formează, elementele însoţitoare insolubile în fier afectează negativ proprietăţile mecanice ale oţelurilor, deoarece majoritatea (excepţie MnS) reprezintă compuşi fragili, incoerenţi în masa metalică de bază şi sunt situaţi la limitele dintre grăunţi reducând astfel coeziunea dintre aceştia. Pe lângă cantitatea de incluziuni, o importanţă deosebită o au forma şi distribuţia acestora. Astfel, cele mai dăunătoare incluziuni sunt cele sub formă de pelicule sau dispuse în reţea, care se topesc la temperaturi relativ scăzute (FeS-Fe). Dacă incluziunile nemetalice au un punct de fuziune înalt, cum este cazul MnS, ele constituie germeni străini de cristalizare şi favorizează procesul de solidificare, determinând obţinerea unei structuri fine, ceea ce implică proprietăţi mecanice bune; dacă ele au o temperatură joasă de topire, atunci se vor dispune sub formă de reţea (pelicule) şi vor înrăutăţi proprietăţile mecanice ale oţelurilor. Influenţa sulfului. Sulful provine din minereu şi din arderea combustibililor la elaborarea oţelurilor, fiind un element dăunător proprietăţilor acestora. Sulful prezintă o solubilitate foarte scăzută în fier (0,0025% S) şi este considerat ca un element insolubil. Acesta se combină cu fierul rezultând sulfura de fier FeS, care împreună cu fierul la temperatura de 988°C, formează un eutectic ce conţine 31%S sau 81% FeS şi care cristalizează sub forma unei reţele discontinue (pelicule) la limita grăunţilor din oţel. Datorită slabei plasticităţi a peliculei de eutectic (Fe+FeS), oţelurile prezintă fenomenul de fragilitate la cald în intervalul termic 800...1200°C, când oţelul nu poate fi defomat plastic. Fragilitatea la cald devine evidentă pentru un conţinut de sulf mai mare de 0,04% S. Dacă oţelul conţine peste 0,05% S el devine fragil şi la temperatura ambiantă, cazul oţelurile pentru automate care au 0,3% S în scopul sfărâmării aşchiilor. Sulfura de fier în oţeluri se dispune la limita dintre grăunţi sub forma unor aglomerări neregulate şi constituie amorse de fisurare, prin aceasta micşorând astfel rezistenţa la oboseală a oţelurilor. Sulful are o afinitate chimică mai mare faţă de mangan decât faţă de fier şi drept rezultat se formează cu mai multă uşurinţă sulfura de mangan (MnS), care topindu-se la temperatură înaltă (1610°C), reprezintă germeni străini de cristalizare. Deci, această incluziune va fi înglobată în grăunţii oţelului fără a influenţa negativ caracteristicile lui mecanice. Pentru a elimina influenţa nefastă a sulfurii de fier, în oţeluri trebuie să existe o cantitate de mangan de cinci ori mai mare decât cantitatea de sulf pentru a asigura formarea sulfurii de mangan (MnS). Sulful măreşte prelucrabilitatea prin aşchiere a oţelurilor, prin efectul de sfărâmare a aşchiilor şi prin efectul de ungere pe care îl are sulfura de fier (FeS). Dacă sulful se află în cantitate sub 0,03% S, el nu influenţează negativ sudabilitatea; însă peste această cantitate el devine dăunător. Deoarece creează o segregaţie puternică în zonele care se solidifică



52

ultimele, sulful micşorează turnabilitatea oţelurilor. sulful reduce şi rezistenţa la coroziune a oţelurilor. Influenţa oxigenului. Oxigenul provine din minereuri şi din atmosferă în timpul elaborării oţelurilor; el poate pătrunde în oţeluri la nivelul limitelor dintre grăunţi în timpul încălzirii acestora. Oxigenul este un element insolubil în fier; el formează cu fierul trei compuşi chimici (oxizi): oxid feric (Fe2O3), denumit hematita, care cristalizează în sistem romboedric; magnetita (Fe3O4), cristalizată în sistem cubic; oxid feros (FeO), denumit wustita, care are atomi de oxigen în exces. Oxizii sunt incluziuni de formă globulară sau ovală fragile, incoerente cu masa metalică de bază a oţelului, fapt pentru care în cantităţi mari înrăutăţesc caracteristicile mecanice ale aliajelor Fe-Fe3C. Dacă aceste incluziuni sunt în cantitate mică şi sunt fin dispersate, pot avea influenţă favorabilă asupra caracteristicilor oţelurilor prin faptul că se constituie în germeni străini de solidificare, finisând astfel structura, împiedicând creşterea grăunţilor de austenită în timpul încălzirii. Influenţa azotului. Azotul provine din atmosfera cu care oţelul vine în contact în timpul elaborării. Solubilitatea azotului în fier este neglijabilă. La temperatura de 540°C, fierul dizolvă maximum 0,1% N cantitate care poate fi menţinută în ferită în stare suprasaturată prin răcirea rapidă a oţelurilor. Precipitarea ulterioară a azotului din ferită conduce la formarea compusului chimic Fe4N, cu aspect acicular, care prin încălzire sau deformare plastică, determină durificarea structurală a oţelurilor (îmbătrânirea oţelurilor moi). Pentru a se elimina efectul de durificare şi fragilizare a oţelurilor, datorită prezenţei Fe4N, în acesta se adaugă aluminiu care are afinitatea chimică faţă de azot mai mare decât fierul şi care formează cu azotul nitrura de aluminiu (AlN), care nu fragilizează oţelurile. Influenţa hidrogenului. Hidrogenul provine în oţeluri din adaosurile dezoxidante, din cătuşeala cuptorului sau din atmosferă, când este adsorbit cu uşurinţă atât de oţelul lichid, cât şi de cel aflat în stare solidă. Solubilitatea hidrogenului în fierul solid este foarte redusă, în timp ce în fierul lichid, solubilitatea hidrogenului este mai mare. Hidrogenul atomic absorbit pe suprafaţa oţelului solid pătrunde în masa acestuia, unde difuzează cu viteză foarte mare, iar când întâlneşte defecte (pori, goluri cu gaze, limite de grăunţi, microfisuri etc.) eşapează în acestea, trecând în stare moleculară şi creând presiuni foarte mari ce depăşesc limita de rezistenţă a oţelului, provocându-se ruperi locale microscopice care apar sub forma unor fisuri denumite fulgi. Astfel, prezenţa hidrogenului în oţeluri determină apariţia unei puternice fragilităţi, fiind deci o cauză principală a scăderii rezistenţei la rupere şi a tenacităţii oţelurilor. Evitarea formării fulgilor în oţeluri se face prin limitarea conţinutului de hidrogen în baia de oţel topit, prin uţilizarea căptuşelilor adecvate pentru cuptoare şi pentru oalele de turnare, practicând încălzirea oţelurilor în atmosfere controlate sau vidate şi adoptând viteze mici de încălzire. Influenţa elementelor solubile în fier. Prin faptul că se dizolvă în fier, aceste elemente nu afectează în mod deosebit proprietăţile oţelurilor; până la anumite concentraţii, în mod special Si şi Mn sunt chiar favorabile multor caracteristici mecanice şi tehnologice. Influenţa siliciului. Siliciul provine din procesul de elaborare a oţelului şi anume din procesul de dezoxidare şi carburare a băii de oţel topit cu ajutorul ferosiliciului. Siliciul este solubil în fier până la 14%; aproape toată cantitatea de siliciu ce există în oţelurile carbon (maxim 0,5% Si) se va găsi dizolvată în ferită. Siliciul coboară temperatura de topire a fierului, deci măreşte fluiditatea oţelului lichid, şi fiind element alfagen îngustează domeniul de existenţă al austenitei. Datorită afinităţii mari a siliciului faţă de oxigen, în oţeluri se pot forma incluziuni sub formă de oxizi (SiO2) şi silicaţi (FeO)2⋅SiO2; (MnO) SiO2; 3Al2O3⋅2SiO2, care în timpul deformării plastice se dispun în şiruri, formând structuri fibroase (fibrajul specific deformării plastice la cald).



53

Dacă conţinutul de siliciu în oţeluri depăşeşte 5%Si, acesta provoacă descompunerea cementitei în ferită şi grafit (grafitizează oţelurile). În limite admisibile, siliciul îmbunătăţeşte proprietăţile mecanice ale oţelurilor, determinând creşterea rezistenţei la rupere şi a limitei de elasticitate (pentru 1% Si aceste proprietăţi cresc cu circa 10 daN/mm2). Influenţa manganului. Ca şi siliciul, manganul provine din dezoxidarea oţelului în timpul elaborării. Acest element prezintă o solubilitate în fierul α de circa 10% Mn. Manganul se dizolvă în cantitate apreciabilă în cementită, formând cementita aliată cu mangan (FeMn)3C. Manganul se combină şi cu alte elemente chimice prezente în oţel, cum ar fi O, S, Si formând incluziuni nemetalice. Fiind un element gamagen, pe măsura creşterii conţinutului de mangan, temperatura de transformare alotropică a fierului γ coboară uneori sub temperatura de 0°C, restrângându-se astfel domeniul de existenţă al feritei α. Manganul măreşte rezistenţa mecanică şi duritatea oţelului, micşorează forjabilitatea, favorizează obţinerea de structuri grosolane şi fibroase. La încălzire cementita aliată cu mangan (FeMn)3C se descompune rapid în austenită, determinând creşterea accentuată a grăunţilor de ferită γ. Datorită afinităţii mari faţă de sulf, manganul se foloseşte la desulfurarea oţelurilor; prin formarea MnS se elimină pericolul fragilizării oţelurilor. Influenţa fosforului. Fosforul provine din minereurile folosite la elaborarea oţelurilor şi prezintă o solubilitate maximă de 1,9%. Fosforul formează cu fierul două combinaţii chimice: Fe3P şi Fe2P. El este un element dăunător în oţeluri, scade plasicitatea şi rezistenţa la rupere, mărind însă duritatea lor şi producând fragilitatea la rece. Fosforul micşorează sudabilitatea oţelurilor cu peste 0,17% C. Peste anumite concentraţii (0,5% P) fosforul măreşte rezistenţa la coroziune a oţelurilor, prin formarea unei pelicule aderente şi protectoare la suprafaţa acestora. El îmbunătăţeşte simţitor prelucrabilitatea prin aşchiere prin efectul de sfărâmare a aşchiilor şi prin calitatea superioară a suprafeţei, motiv pentru care fosforul se admite în cantităţi mai mari în oţelurile pentru automate, pentru piuliţe, în oţelurile rezistente la coroziune şi în oţelurile rezistente la uzură (măreşte rezistenţa la uzură prin durificarea feritei aliate cu fosfor).

3.1.5. Proprietăţile fizico-mecanice, chimice şi tehnologice ale metalelor şi aliajelor Proprietăţile fizico-mecanice şi chimice ale aliajelor depind de natura şi concentraţia elementelor componente cât şi de tipul reţelei cristaline. Ţinând cont de faptul că structura cristalină a metalelor şi aliajelor influenţează sau nu proprietăţile lor, acestea se pot clasifica ca în tab. 3.2. O altă clasificare a metalelor şi aliajelor ar fi: A. proprietăţi fizice - care caracterizează natura metalelor: luciu metalic, culoare, greutate specifică, temperatură de topire, conductibilitatea electrică şi termică, căldură specifică, permeabilitate magnetică etc. ; B. proprietăţi chimice - care exprimă capacitatea metalelor şi aliajelor de a rezista la acţiunea diferitelor medii corozive, a agenţilor atmosferici sau a temperaturilor înalte; C. proprietăţi mecanice - care caracterizează modul de comportare a materialelor sub acţiunea diferitelor forţe exterioare la care ele sunt supuse; D. proprietăţi tehnologice - care caracterizează capacitatea de prelucrare la cald sau la rece a unui metal sau aliaj şi anume: turnabilitatea, forjabilitatea, sudabilitatea, aschiabilitatea etc.



54

Proprietăţi fizice Din această categorie fac parte:

1. Greutatea specifică, adică greutatea unităţii de volum din materialul respectiv, exprimat în N/m3, sau densitatea (masa unităţii de volum), exprimată în kg/dm3 sau g/cm3. O parte din proprietăţile fizice ale unor metale sunt prezentate în tabelul 3.3. Cel mai greu este iridiul (Ir) cu 22,5 g/cm3, iar cel mai uşor metal este litiul (Li) cu 0,534 g/cm3.

2. Temperatura de topire este temperatura la care un metal pur trece din stare solidă în stare lichidă. În cazul aliajelor, în cele mai multe cazuri avem un interval de topire (solidificare). Dintre metale, temperatura cea mai înaltă de topire o are wolframul, 3377°C, iar cea mai mică potasiul (K) la 63°C.

3. Căldura specifică reprezintă cantitatea de căldură necesară ridicării temperaturii cu un grad a unui kilogram din materialul respectiv. Ea se exprimă în J/kg⋅grd.

Tab. 3.2. Proprietăţi Proprietăţi independente

de structură Proprietăţi dependente

de structură

Mecanice

Densitate Modulul de elasticitate

Limita de curgere Rezistenţa la rupere Rezistenţa la oboseală Duritatea Tenacitatea Limita de fluaj

Termice

Conductivitatea termică Căldura specifică Coeficientul de dilatare Temperatura de topire

Electrice

Rezistivitatea electrică Proprietăţi termo-electrice Potenţialul electro-chimic

Rezistivitatea la semiconductori

Magnetice Paramagnetismul Diamagnetismul

Feromagnetismul Magnetismul remanent

Tab. 7.3. [22]

Denumire

Simbol

Densitate

Temperatura

de topire

Conductibilitatea

Căldura latentă

de topire

Căldura specifică (0-100°C)

[g/cm3] [°C] electrică [1/Ωm]

termică [J/m⋅s⋅grd]

[J/kg] [J/kg⋅grd]

Aluminiu Al 2,7 658 38,2⋅106 221,5 393,4 910,34 Argint Ag 10,5 960 62,5⋅106 453 108,7 250,82 Aur Au 19,3 1063 43,5⋅106 310 66,4 129,3 Bismut Bi 9,84 271 0,92⋅106 8,41 52,1 122,4 Cobalt Co 8,8 1495 15,4⋅106 96,5 259,1 418,2 Crom Cr 7,1 1903 35,8⋅106 88,6 263,5 448,3 Cupru Cu 8,92 1083 58,8⋅106 406 205,5 389,2 Fier Fe 7,86 1538 10⋅106 73,3 275 460,4 Germaniu Ge 5,32 958 1,54 60,7 438,1 323,2 Mangan Mn 7,24 1244 0,388⋅106 157 266,3 480,2 Nichel Ni 8,9 1455 13,3⋅106 67 301,5 457 Platină Pt 21,45 1770 10,2⋅106 71,1 87,5 133 Plumb Pb 11,34 327 5,27⋅106 35 23,040 129,7 Staniu Sn 5,75 232 8,85⋅106 59,8 60,8 179,2 Titan Ti 4,50 1665 2,28⋅106 21,9 323,5 523 Uraniu U 19 1130 3,1⋅106 26,7 65,2 109,3 Wolfram W 19,3 3377 20⋅106 134 191,6 127,8 Zinc Zn 7,13 419 16,4⋅106 112,7 113,2 318,2



55

4. Căldura latentă de topire (solidificare) reprezintă cantitatea de căldură necesară pentru topirea unui kilogram din materialul respectiv. Ea se exprimă în J/kg.

5. Căldura de dilatare termică liniară reprezintă variaţia dimensiunii raportată la lungime, pentru fiecare grad de creştere a temperaturii. În intervalul de la 0÷100°C, valoarea acestui coeficient pentru fier este egal cu 1,22⋅10-5; pentru plumb fiind cea mai ridicată de 2,90⋅10-5.

6. Conductibilitate termică reprezintă cantitatea de căldură care trece prin două suprafeţe ale materialului, distanţate la unitatea de lungime şi având o diferenţă de temperatură de un grad, într-o secundă. Materialele care nu sunt bune conducătoare de căldură, se numesc termoizolante (vata de sticlă, cărămizi refractare etc.).

7. Conductibilitatea electrică este proprietatea metalelor şi aliajelor de a conduce curentul electric. Metalele cu conductibilitatea electrică cea mai mare sunt Ag şi Cu, urmând apoi Au, Cr, Al, W, etc. O conductibilitate foarte mică o au în schimb Fe, Hg, Ti. Conductibilitatea electrică scade cu conţinutul de impurităţi, cu gradul de deformare plastică la rece şi cu ridicarea temperaturii. La temperaturi foarte joase, aproape de 0°K (-273°C), la metale apare fenomenul de supraconductibilitate, unde rezisitivitatea scade aproape până la zero.

8. Forţa termoelectromotoare este diferenţa de potenţial electric, care apare la extremităţile libere a două fire metalice de natură diferită, sudate împreună, dacă locul de sudură este încălzit. Se aplică la construirea termocuplelor folosite la măsurarea temperaturilor înalte.

Proprietăţi magnetice Proprietăţile magnetice ale metalelor şi aliajelor prezintă o importanţă deosebită în

electrotehnică. Magnetismul este rezultatul mişcării sarcinilor electrice ale particulelor elementare, care determină apariţia unor momente magnetice. Materialele pot fi paramagnetice, feromagnetice şi diamagnetice. Un corp plasat într-un câmp magnetic se poate magnetiza: a. foarte slab în acelaşi sens cu câmpul inductor şi atunci materialul este paramagnetic; b. puternic şi în acelaşi sens cu câmpul inductor, dacă el este feromagnetic; c. slab şi în sens invers câmpului inductor, dacă el este diamagnetic. Cea mai mare parte a materialelor solide sunt diamagnetice. Dintre materialele paramagnetice se menţionează aluminiul, platina. Aliajele feroase uzuale cum sunt oţelurile, fontele, aliajele pe bază de fier, cobalt, nichel sunt feromagnetice. Feromagnetismul este legat de distanţa interatomică deci este o proprietate dependentă de structură; astfel unele materiale paramagnetice sau diamagnetice pot deveni feromagnetice dacă în structura lor sunt introduşi atomi străini capabili să mărească distanţa interatomică. Materialele feromagnetice pierd feromagnetismul când temperatura de încălzire depăşeşte o valoare critică numit punct Curie (365°C pentru Ni, 770°C pentru Fe, 1075°C pentru Co). La această temperatură, energia de agitaţie termică devine egală cu energia magnetică de interacţiune dintre momentele magnetice atomice. Proprietăţile magnetice prezintă un interes deosebit în cazul materialelor destinate executării tolelor feromagnetice, inductoarelor, magneţilor permanenţi etc. Materialele magnetice pot fi grupate în două mari categorii:

1. Materiale magnetice moi, utilizate în circuitele magnetice, cum sunt oţelurile aliate cu siliciu pentru tole de transformator;

2. Materiale magnetice dure, utilizate în construcţia magneţilor permanenţi, folosiţi în telefoane, contoare, relee, difuzoare dinamice sunt oţeluri aliate în principal cu nichel, cobalt, aluminiu.



56

Proprietăţi chimice 1. Rezistenţa la coroziune este proprietatea materialelor de a rezista faţă de

substanţele chimice (acizi baze săruri, etc.) şi faţă de agenţii atmosferici care acţionează asura lor. Pentru a preîntâmpina distrugerea chimică sau electrochimică a materialelor se pot aplica diverse metode de protecţie anticorozivă cum sunt: galvanizarea, metalizarea cu metale rezistente la coroziune, placarea, tratamente termochimice protectoare, vopsirea şi lăcuirea, etc. În unele cazuri se impune folosirea oţelurilor sau a fontelor inoxidabile,care sunt aliaje fier-carbon aliate cu Cr şi Ni, sau a altor metale şi aliaje cu o rezistenţă la coroziune ridicată, cum sunt aliajele neferoase pe bază de Al,etc.

2. Refractaritatea este proprietatea metalelor şi aliajelor de a-şi menţine o rezistenţă mecanică relativ ridicată la temperaturi înalte şi de a nu forma la suprafaţa lor starturi groase de oxizi (ţunder sau arsură), care să ducă treptat la distrugerea piesei respective. Materialele cu o bună refractaritate sunt capabile să lucreze la temperaturi ridicate, sub sarcină timp îndelungat; din această categorie fac parte materialele utilizate pentru confecţionarea unor piese din alcătuirea motoarelor cu reacţie şi de rachete şi au în compoziţia lor Cr, Ni şi Si.

Proprietăţi mecanice 1. Rezistenţa mecanică la rupere este

proprietatea metalelor de a se împotrivi la acţiunea forţelor exterioare care tind să le distrugă, fiind considerată cea mai importantă proprietate a materialelor. Piesele de maşini pot fi supuse la diferite solicitări mecanice cum sunt: tracţiunea (întinderea), compresiunea, încovoierea, răsucirea (torsiunea), forfecarea. Fiecăreia dintre aceste solicitări îi coresounde o rezistenţă mecanică de rupere, ca de exemplu rezistenţa de rupere la tracţiune, rezistenţa de rupere la incovoiere, la forfecare, etc. Sub acţiunea diferitelor solicitări, produse de forţele exterioare, materialele se deformează, iar în interiorul lor iau naştere eforturi interne de rezistenţă T care se opun

deformării, echilibrând acţiunea forţelor exterioare (fig. 3.11, a şi b) Dacă în exemplul prezentat forţa de întindere acţionează perfect axial, se poate scrie: α σ τ= = =0; ;T 0 iar din condiţia de echilibru rezultă:

F T dA= = ⋅∫∑ σ (3.1)

unde F este forţa exterioară; T efortul unitar sau tensiunea; σ efortul unitar normal; τ efortul unitar tangenţial; α unghiul direcţiei tensiunii T faţă de normala pe planul secţiunii; A aria secţiunii transversale a barei. Dacă tensiunea este distribuită uniform pe suprafaţa A, adică σ este constant ecuaţia 1 devine:

[ ]F dA A FA daN mm= = ⋅ ⇒ =∫σ σ σ / 2 (3.2)

Rezistenţa la rupere este raportul dintre sarcina maximă Fmax şi aria secţiunii iniţiale S0 a epruvetei supuse la întindere:

Fig. 3.11. Apariţia eforturilor interne la solicitatea

unei bare la întindere



57

[ ]R FS daN mmm r= =σ max /

0

2 (3.3)

2. Elasticitatea este proprietatea metalelor şi aliajelor de a reveni la forma şi dimensiunile lor iniţiale după încetarea acţiunii sarcinilor exterioare la care au fost supuse şi care le-a produs deformarea. Majoritatea metalelor şi aliajelor sunt elastice, însă până la o anumită limită de solicitare numită limită de elasticitate. Convenţional se admite că unele materiale, între anumite limite sunt perfect elastice, adică după încetarea solicitărilor, deformaţiile dispar complet. În realitate însă nu există materiale perfect elastice şi în urma oricărei solicitări se produc şi defomaţii permanente (plastice) foarte mici.

Pentru majoritatea materialelor, atâta timp cât nu s-a depăşit limita de proporţionalitate, deformaţia este proporţională cu sarcina aplicată, limita de proporţionalitate fiind mai mică decât cea de elasticitate. Materialele cu comportare elastică respectă legea lui Hooke: σ ε= ⋅ =E cons ttan (3.4) unde σ este tensiunea sau efortul unitar, ε deformaţia specifică, iar E este modulul de elasticitate sau modulul lui Young.

3. Plasticitatea este proprietatea materialelor de a se deforma sub acţiunea sarcinilor exterioare, fără a-şi schimba volumul şi fără a reveni la forma şi dimensiunile inţiale după dispariţia efortului, rămânând astfel permanent deformate. Comportarea metalelor sub acţiunea sarcinilor exterioare poate fi plastică (ductilă) sau fragilă, în funcţie de capacitatea acestora de a se deforma plastic sau nu. O plasticitate corespunzătoare face posibilă prelucrarea prin deformare plastică la cald, sau la rece a metalelor prin diferite procedee tehnologice (laminare la rece sau la cald, forjare matriţare ambutisare, trefilare ştanţare etc). Majoritatea metalelor şi aliajelor sunt plastice, putând fi relativ uşor prelucrate prin deformare plastică (oţelul, cuprul plumbul, aluminiul nichelul etc.). Metalele şi aliajele care nu sunt plastice, sunt considerate casante (fragile) nesuportând prelucrările prin deformare plastică la rece şi de multe ori nici la cald (fontele cenuşii, fonta albă, etc.).

4. Tenacitatea este proprietatea metalelor şi aliajelor de a rezista bine la diferite solicitări, inclusiv la cele dinamice (încovoiere prin şoc), rupându-se numai după deformaţii plastice mari şi sub acţiunea unor sarcini mari. Materialele tenace acumulează înainte de a se rupe o cantitate mare de energie de deformare în unitatea de volum. Majoritatea metalelor sunt tenace, putând fi deformate plastic foarte mult fără să se rupă (oţelul moale, cuprul, aluminiul, alama etc.).

5. Fragilitatea este contrariul tenacităţii, fiind proprietatea metalelor de a se rupe brusc sub acţiunea sarcinilor, fără a suferi în prealabil deformaţii plastice vizibile. Dintre materialele fragile amintim: oţelul dur (călit), fonta cenuşie, sticla, Mg, Sb, Bi etc. Este o proprietate importantă de care trebuie să se ţină seama la construcţia pieselor de maşini şi a părţilor de instalaţii supuse la eforturi dinamice. Fragilitatea nu este o proprietate absolută a unui material; astfel, wolframul, care la temperatura ambiantă este fragil, devine plastic şi ductil la temperaturi înalte. Unele metale şi aliaje, care la solicitatea de întindere la temperatura camerei sunt plastice şi tenace, pot deveni fragile în prezenţa crestăturilor (concentratori de tensiune), a sarcinilor aplicate cu viteze mari, sau la temperaturi joase.

6. Duritatea este proprietatea materialelor de a se opune la pătrunderea în suprafaţa lor a unui alt corp dur şi nedeformabil. Ea caracterizează capacitatea de a rezista la deformaţii superficiale şi într-o oarecare măsură rezistenţa la uzură.

7. Rezilienţa (rezistenţa la încovoiere prin şoc) este proprietatea metalelor şi aliajelor de a rezista la sarcini dinamice. Ea se exprimă prin lucrul mecanic consumat pentru ruperea



58

materialului printr-o sarcină aplicată brusc. Rezilienţa caracterizează gradul de fragilitate a materialului respectiv.

8. Fluajul este proprietatea metalelor de a se deforma lent şi progresiv în timp, sub acţiunea unei sarcini constante. Fluajul depinde foarte mult de temperatură, accentuându-se pronunţat la temperaturi mai ridicate. Este important să se ţină seama de această proprietate la proiectarea şi exploatarea maşinilor şi instalaţiilor care lucrează la temperaturi mai înalte (cazane, turbine cu aburi, motoare cu reacţie, motoarele rachetelor, etc.).

9. Rezistenţa la oboseală este proprietatea materialelor de a suporta acţiunea unor solicitări variabile repetate (ciclice). Ruperea prin oboseală a organelor de maşini apare fără nici un indiciu vizibil de curgere a materialului, ea având loc la solicitări relativ uşoare, a căror valoare este mult mai mică decât rezistenţa de rupere a metalului. De obicei o fisură foarte mică porneşte dintr-un punct oarecare (un mic defect de material, o crestătură etc.), care se dezvoltă apoi treptat în timpul funcţionării maşinii, cuprinzând o porţiune tot mai mare din secţiunea piesei, până când aceasta, la un moment dat, se rupe brusc.

10. Rezistenţa la uzură este proprietatea metalelor şi aliajelor de a rezista la acţiunea de distrugere prin frecare a suprafeţelor lor. Rezistenţa la uzură poate fi îmbunătăţită prin alierea metalelor cu elemente corespunzătoare, prin tratamente termice şi termochimice, etc. Această proprietate depinde foarte mult de condiţiile de ungere a suprafeţelor în frecare din timpul exploatării maşinilor, de calitatea suprafeţelor (netezimea lor) etc.

Proprietăţi tehnologice Acestea caracterizează capacitatea de prelucrare a materialelor prin diferite procedee tehnologice, care duc în final la realizarea produselor finite necesare ansamblelor şi subansamblelor tehnice. Cele mai importante ar putea fi:

1. Maleabilitatea este proprietatea metalelor şi aliajelor de a putea fi prelucrate prin deformare plastică la rece, de a putea fi transformate în foi subţiri, fără ca ele să se rupă sau să fisureze. Materiale cu maleabilitate ridicată sunt: staniul, aurul, argintul, aluminiul, cuprul, oţelul moale, etc.

2. Ductilitatea este proprietatea metalelor de a putea fi trase în fire subţiri prin trefilare. Exemple de metale ar fi: cuprul aluminiul, alama, oţelul moale etc.

3. Forjabilitatea este proprietatea metalelor de a putea fi prelucrate prin deformare plastică la cald, prezentând la temperaturi cât mai joase o rezistenţă redusă la deformare, suportând schimbări foarte pronunţate de formă şi de dimensiuni fără să se rupă. Forjabilitatea depinde de numeroşi factori: la oţeluri ea este cu atât mai bună cu cât conţinutul de carbon al oţelului este mai redus, cu cât temperatura de prelucrare este mai ridicată, cu cât viteza de deformare este mai mică etc. Cele trei proprietăţi amintite mai sus prezintă o importanţă deosebită pentru industria metalurgică, deoarece asigură obţinerea diferitelor semifabricate cum ar fi: table, benzi, bare, ţevi, sârme etc.

4. Turnabilitatea (capacitatea de turnare) este o proprietate complexă a metalelor şi aliajelor; un metal este indicat pentru turnarea în piese cu cât va avea o fluiditate mai bună (mai ales pentru turnarea pieselor de forme complicate şi cu pereţi subţiri), o contracţie mai mică la solidificare şi răcire (un pericol de fisurare a pieselor mai redus), o temperatură de topire cât mai scăzută (folosirea unor cuptoare de topire mai simple şi mai ieftine).

5. Sudabilitatea arată capacitatea materialelor de a se îmbina prin încălzire locală până în stare topită sau plastică, cu sau fără adaos de material, cu sau fără folosirea unor forţe de apăsare în timpul realizării sudurii. Sudabilitatea depinde de o serie de factori: de compoziţia aliajului (scade pronunţat cu creşterea conţinutului de carbon în oţeluri), de



59

plasticitatea metalului la temperatura sudării şi la temperaturi mai joase, de conductibilitatea termică a materialului, etc.

6. Călibilitatea este capacitatea oţelului de a se căli, caracterizată prin realizarea unei durităţi ridicate atunci când sunt răcite brusc de la o temperatură prescrisă ridicată şi prin adâncimea de pătrundere a călirii (grosimea stratului dur). 7. Aşchiabilitatea este capacitatea materialelor de a se putea prelucra prin aşchiere (strunjire, frezare, rabotare, găurire etc.) în produse semifabricate sau finite, cu eforturi cât mai mici şi consum de energie cât mai redusă. Este favorabil să se obţină aşchii sfărâmicioase, care se rup de la sine în bucăţi, putând fi uşor îndepărtate din zona de lucru a maşinii unelte.

TEST DE AUTOEVALUARE LA UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 3

1 Reprezentarea diagramei de echilibru termodinamic Fe-Fe3C. 2 Descrieţi fazele şi constituenţii din sistemul metastabil Fe-Fe3C 3 Prezentaţi elementele însoţitoare în oţelurile carbon şi influenţa lor

asupra structurii şi proprietăţilor 4 Prezentaţi proprietaţile fizice, magnetice, chimice ale metalelor şi

aliajelor. 5 Prezentaţi proprietaţile mecanice şi tehnologice ale metalelor şi

aliajelor..


1. Diagrama de echilibru termodinamic Fe-Fe3C. Fazele şi constituenţii din sistemul metastabil Fe-Fe3C la oţeluri; 2. . Diagrama de echilibru termodinamic Fe-Fe3C. Fazele şi constituenţii din sistemul metastabil Fe-Fe3C la fonte; 3. Prezentaţi elementele însoţitoare în oţelurile carbon şi influenţa lor asupra structurii şi proprietăţilor 4. Prezentaţi proprietaţile fizice, magnetice, chimice mecanice şi tehnologice ale metalelor şi aliajelor









Clasificarea oţelurilor carbon


60

UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 4: CLASIFICAREA ŞI STANDARDIZAREA OŢELURILOR CARBON. OŢELURI FOLOSITE ÎN CONSTRUCŢII NAVALE. FONTE CENUŞII

CUPRINS UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 4: CLASIFICAREA OŢELURILOR ...............60


4.1. CLASIFICAREA ŞI STANDARDIZAREA OŢELURILOR CARBON............................. 61

4.2. OŢELURI FOLOSITE ÎN CONSTRUCŢIA NAVELOR ................................................. 64

4.2.1. Cauzele care au favorizat apariţia avariilor la unele nave ..................................... 64 4.2.2. Condiţiile pe care trebuie să le îndeplinească oţelurile pentru corpuri .................. 65 4.2.3. Oţelurile carbon...................................................................................................... 67 4.2.4. Oţeluri slab aliate ................................................................................................... 68 4.2.5. Alegerea oţelului pentru construcţii navale ............................................................ 69 4.2.6. Alegerea otelurilor pentru corpul navelor conform Registrului Naval Român 1990 ........................................................................................ 69 4.2.7. Oţeluri de uz general şi cu granulaţie fină folosite în construcţii de nave ............. 74

4.3.FONTE CENUŞII ........................................................................................................... 75

4.3.1. Diagrama de echilibru a sistemului stabil Fe-Cgrafit. Faze şi constituenţi ............... 75 4.3.2. Formarea fontelor cenuşii ...................................................................................... 76 4.3.3. Compoziţia chimică a fontelor cenuşii.................................................................... 77 4.3.4. Structura fontelor cenuşii ....................................................................................... 78 4.3.5. Fontele cenuşii pentru turnare ............................................................................... 83 4.3.6. Fontele modificate.................................................................................................. 84 4.3.7. Fontele maleabile................................................................................................... 86






61



• Cunoaşterea clasificǎrii şi standardizǎrii oţelurilor carbon;

• Cunoaşterea tipurilor de oţeluri folosite în construcţii navale

• Cunoaşterea diagramei de echilibru a sistemului stabil Fe-Cgrafit. Faze şi constituenţi

• Familiarizarea cu diferitelor tipuri de fonte cenuşii, proprietǎţi, fonte modificate

4 . 1 . C L A S I F I C A R E A Ş I S T A N D A R D I Z A R E A O Ţ E L U R I L O R C A R B O N

Există mai multe criterii de clasificare a oţelurilor carbon: după structura de echilibru (hipoeutectoide, eutectoide şi hipereutectoide); după procedeul de elaborare (de convertizor, oţeluri Martin, oţeluri de cuptor electric, etc.); după metodele de obţinere a semifabricatelor (oţeluri turnate sau oţeluri deformate plastic); după duritate, după destinaţie etc. Cea mai importantă clasificare a oţelurilor este după destinaţie:

Oţeluri carbon de construcţie turnate în piese. În SR ISO 3755:1994, SR ISO

9477:1994, SR EN 10283:1999 sunt prevăzute mărci de astfel de oţeluri, simbolizate cu grupul de litere OT, urmat de un număr ce reprezintă rezistenţa minimă la rupere exprimată în N/mm2 şi de cifrele 1, 2 sau 3, care înseamnă clasa de calitate, astfel: OT400, OT450, OT500, OT550, OT600, OT700.

OŢEL CARBON

de constructie

turnate în piese SR ISO 3755:1994

deformate plastic

de uz general

obisnuite STAS 500-80

de calitate STAS 880-88

cu destinatie precizatã

pentru automate pentru arcuri pentru tevi pentru cazane pentru armarea betonului

de scule STAS 1700-90STAS 7382-88

de uz general

cu destinatie precizatã



62

Oţelurile cu conţinut foarte mic de carbon şi cu conţinut de (P+S)%≤0,02...0,03%, datorită permeabilităţii magnetice mari şi pierderilor mici prin histerzis sunt destinate pentru turnarea pieselor şi a miezurilor pentru motoare electrice.

Oţelurile turnate având conţinut mic de carbon (sub 0,25%C) au tenacitate bună şi sunt folosite pentru turnarea pieselor solicitate la şoc. Aceste oţeluri se utilizează pentru turnarea unor piese care lucrează în condiţii de fricţiune: roţi de tracţiune, tăvălugi, etc.

Oţelurile cu conţinut mediu de carbon (0,25...0,55C%) au fluiditatea considerabil mărită, fapt pentru care sunt utilizate la turnarea unei game largi de piese: roţi dinţate, volanţi. Pentru aceste oţeluri se impune un conţinut maxim de sulf de 0,02...0,03%, iar conţinutul de carbon este stabilit în funcţie de rezistenţa mecanică impusă şi de tratamentul termic care va fi aplicat.

Oţelurile cu conţinut mare de carbon (0,55...2%C) sunt destinate turnării pieselor care lucrează în condiţii de uzură abrazivă intensă fără solicitări puternice la şoc: roţi dinţate, fălci de mori pentru măcinarea cărbunelui etc.

Oţeluri carbon laminate pentru construcţii de uz general. Oţelurile carbon laminate obişnuite sunt obţinute prin laminarea lingourilor, elaborate fără pretenţii prea mari, în care elementele însoţitoare se află spre limitele superioare admise. Ele au un preţ de cost mai scăzut şi proprietăţi tehnologice bune (prelucrabilitate prin aşchiere, capacitate de deformare plastică, sudabilitate). Caracteristicile lor mecanice răspund unei game largi de utilizare cum ar fi: structuri metalice sau din beton armat pentru construcţii civile, industriale, agrozootehnice, poduri, turle, schele, şine de cale ferată, material rulant şi rutier, piloni, stâlpi etc.

Rezistenţa la rupere a acestor oţeluri are valori situate între 310 şi 710 N/mm2, limita de curgere este de 240...360 N/mm2, iar tenacitatea este garantată numai la temperaturi de până la -20°C.

În funcţie de destinaţie, producătorul livrează aceste oţeluri cu rezistenţă mărită la coroziune atmosferică cu granulaţie mai fină şi cu capacitate superioară de îndoire la rece.

Simbolizarea acestor oţeluri cuprinde grupul de litere OL, care înseamnă oţel carbon de construcţii laminat obişnuit, urmat de un grup de cifre care reprezintă rezistenţa minimă la rupere prin tracţiune în daN/mm2. Aceste oţeluri se elaborează în funcţie de compoziţia chimică şi de proprietăţile impuse în stare calmată, necalmată şi semicalmată. STAS 500/2-80 indică 10 mărci de oţeluri laminate obişnuite: OL30, OL32, OL34, OL37, OL42, OL44, OL50, OL52, OL60, OL70. Aceste oţeluri sunt utilizate în mod curent în construcţii metalice, la care nu se impun condiţii de prelucrare termică, fapt pentru care ele nu sunt indicate pentru tratamente termice sau termochimice.

Oţelurile carbon de calitate şi oţelurile carbon superioare sunt oţeluri carbon superioare laminate, elaborate îngrijit, la care sunt garantate compoziţia chimică şi caracteristicile mecanice. Cantitatea de elemente însoţitoare este mai mică decât în oţelurile carbon obişnuite. Oţelurile carbon de calitate sunt destinate pentru piesele tratate termic sau termochimic, utilizate în construcţii de maşini, care sunt supuse unor solicitări mecanice mari. În funcţie de procentul de carbon, aceste oţeluri pot fi:

-pentru cementare - maximum 0,25%C -pentru îmbunătăţire (acele oţeluri care sunt supuse unor tratamente termice cum

sunt călirea urmată de revenire înaltă) - cele care au 0,25%...0,65%C. Simbolizarea acestor oţeluri este formată din grupul de litere OLC, care înseamnă oţel carbon laminat de calitate, urmat de un număr - 10, 15, ,60 - care reprezintă proporţia de carbon în sutimi de procente; de exemplu, oţelul OLC50 conţine 0,5%C, fiind deci un oţel de îmbunătăţire. Dacă după grupul de cifre urmează litera X, simbolizarea indică mărci de oţeluri carbon superioare.



63

În oţelurile carbon de calitate sulful şi fosforul sunt limitate la maximum 0,04%, iar în oţelurile superioare, aceste elemente nu trebuie să depăşească 0,035%. Atât oţelurile carbon de calitate, cât şi oţelurile carbon superioare se livrează sub formă de semifabricate (bare, profiluri, table, piese forjate etc.) în stare normalizată sau îmbunătăţită. STAS 880-88 indică următoarele mărci de oţeluri carbon de calitate şi superioare: OLC8, OLC10, OLC10X, OLC15, OLC15X, OLC20, OLC20X, OLC25, OLC25X, OLC30, OLC35, OLC40, OLC45, OLC50, OLC55, OLC60. Rezistenţa la rupere a oţelurilor carbon de calitate este cuprinsă între 340 şi 700 N/mm2, iar alungirea este 14... 31% Oţelurile carbon de calitate şi superioare se utilizează în fabricarea de piese şi organe de maşini cu solicitare mecanică medie şi mare. Astfel oţelurile OLC10, OLC15, OLC20 se folosesc la confecţionarea de piese de dimensiuni mici, cementate sau cianizate, solicitate la uzură. Mărcile OLC25, OLC30, OLC35, OLC40 şi OLC45 se utilizează în stare normalizată sau îmbunătăţită, pentru executarea de organe de maşini slab, mediu, şi puternic solicitate cum sunt: axe, buloane, şuruburile, roţile dinţate, arborii drepţi, arborii cotiţi, axele cu came etc. Mărcile OLC50, OLC55, OLC60 se recomandă a se utiliza în stare normalizată sau îmbunătăţită pentru confecţionarea unor piese puternic solicitate: roţi dinţate, arbori, bolţuri, cilindri de laminor, excentrice, bucşe elastice precum şi pentru diferite scule (calibre şabloane, cuţite pentru tăiere la cald etc.).

Oţeluri carbon laminate pentru construcţii, cu destinaţie precizată. Oţeluri pentru automate (STAS 1350-89) sunt oţeluri laminate la cald sau trase la rece cu secţiune rotundă, pătrată sau hexagonală care au conţinut mare de fosfor şi sunt destinate prelucrării prin aşchiere cu viteze mari, pe maşini-unelte automate. Aşchile care se obţin sunt sfărâmicioase. Ele sunt simbolizate prin grupul de litere AUT (de la automate), urmat de un număr care indică conţinutul mediu de carbon exprimat în sutimi de procente. Standardul indică cinci mărci de oţeluri pentru automate: AUT9, AUT12, AUT20, AUT30 şi AUT40 Mn, pentru care este specificată şi prezenţa unei cantităţi sporite de mangan. Tot din această categorie face parte şi oţelul OL56Pb care are un adaos mai mare de plumb în scopul sfărâmării aşchiilor.

Oţeluri pentru arcuri (STAS 795-87). Simbolizarea acestor oţeluri carbon pentru arcuri este formată din grupul de litere OLC urmat de un număr care indică conţinutul mediu de carbon exprimat în sutimi de procente şi de litera “A” (arc). În standard sunt prevăzute mărcile: OLC55A, OLC65A, OLC70A, OLC75A, OLC85A OLC90A; celelalte mărci fac referire la oţeluri aliate cu siliciu, crom şi vanadiu având aceeaşi destinaţie. Cantitatea de carbon în aceste oţeluri variază între 0,40 şi 0,9% C.

Oţeluri pentru ţevi de uz general (STAS 8183-80) sunt destinate execuţiei ţevilor de uz general pentru construcţii şi instalaţii. Simbolizarea lor poate fi formată din grupul de litere OLT, care reprezintă oţeluri laminate pentru ţevi urmat de un număr care reprezintă rezistenţa minimă la rupere prin tracţiune, exprimată în daN/mm2. Standardul indică următoarele mărci de oţeluri: OLT35, OLT45, OLT55 şi OLT65. Procentul de carbon variază între 0,06 şi 0,5%. Dacă simbolul este urmat de litera K sau R (OLT35K, OLT35R), oţelul este destinat pentru execuţia de ţevi pentru cazane şi recipiente utilizate la temperaturi înalte (K), respectiv joase (R).

Oţeluri pentru cazane şi recipienţi care lucrează la presiuni şi temperaturi ridicate (STAS 2883/3-88). Aceste oţeluri sunt simbolizate astfel: K410, K460 şi K510, 16Mo3, 16Mo5, 14MoCr10, 12MoCr22, 12MoCr50 şi 12VMoCr10, din care numai K410, K460 şi K510 sunt oţeluri carbon, restul fiind oţeluri slab aliate cu siliciu, crom, molibden şi vanadiu. Aceste oţeluri se livrează sub formă de table cu grosimi diferite. Se marchează prin vopsire cu trei dungi: extremele portocalii, iar cea din mijloc roşu negru, etc. Sunt oţeluri cu limită de fluaj mare.



64

Oţeluri pentru recipiente sub presiune la temperaturi joase (STAS 2883/2-80). Aceste oţeluri simbolizate astfel: R37, R44, R52, 9SiMn16, 16 SiMn10, 10Ni35 şi RV 510, din care doar R37 este oţel carbon, restul fiind oţeluri aliate cu mangan, siliciu, nichel şi aluminiu.

Oţeluri beton pentru armarea şi precomprimarea betonului (STAS 438/1-88, STAS 6482-88) sunt oţeluri laminate la cald şi apoi trefilate la rece având pe suprafaţa exterioară un profil neted sau profil periodic; ele se folosesc pentru armarea betonului în construcţii de rezistenţă. Sunt prevăzute următoarele mărci de oţeluri: OB 37 -cu profil neted, şi PC 52, PC 60 -cu profil periodic. STAS 6482-88 indică două mărci de oţeluri folosite pentru precomprimarea betonului: SPB l şi SPB ll, care sunt sârme trase la rece. Oţelurile carbon de scule sunt oţeluri destinate fabricării sculelor de mici dimensiuni pentru prelucrări la rece, care lucrează în condiţii de solicitări uşoare. Ele fac parte din grupa oţelurilor superioare care conţin peste 0,6% C şi sunt caracterizate printr-un înalt grad de puritate. Oţelurile carbon de scule cu destinaţie generală. Din aceste oţeluri se execută scule care trebuie să aibă o duritate mare şi un miez tenace. Aceste oţeluri au simbolizarea formată din grupul de litere OSC (oţel carbon de scule) urmat de un număr care indică cantitatea de carbon în zecimi de procente. În STAS 1700-80 sunt prezentate şase mărci de oţeluri carbon de scule: OSC7, OSC8, OSC8M, OSC10, OSC11 şi OSC13. Litera M indică conţinut mare de mangan. După călire aceste oţeluri prezintă duritate superficială de circa 62 HRC, călibilitatea lor fiind redusă (pe adâncimi de 3...5 mm). Duritatea mare la exterior şi tenacitatea superioară a miezului determină uţilizarea acestor oţeluri la fabricarea sculelor rezistente la uzare şi la şocuri. Astfel, din OSC7 se fabrică ciocane, matriţe, dălţi, din OSC8M se fabrică scule pentru prelucrarea lemnului (pânze de fierăstrău), scule pneumatice, dălţi pentru piatră, din OSC11 se fabrică filiere, burghie, matriţe, din OSC13 se execută freze filiere, brice, calibre, instrumente chirurgicale şi pile, etc.

4 . 2 . O Ţ E L U R I F O L O S I T E Î N C O N S T R U C Ţ I A N A V E L O R

4.2.1. Cauzele care au favorizat apariţia avariilor la unele nave Calităţile oţelurilor folosite în construcţiile navale, de la construcţia primei nave metalice şi până în prezent, au suferit îmbunătăţiri continue si drept urmare dimensiunile navelor au crescut. Progresele importante realizate în ultimele decenii în constructiile navale se datoresc în mare parte tehnicii sudării, aplicate la ansamblarea navelor, concomitent cu o îmbunătăţire simţitoare în elaborarea otelului pentru corp. Concluziile diverselor conferinţe ţinute în legătură cu distrugerile fragile ale corpurilor de nave au scos în evidenţă o serie de factori dintre care cei mai importanţi sunt [26]:

a) Pentru construcţiile sudate, un real pericol îl constituie distrugerile fragile, întrucât ele se produc instantaneu, spre deosebire de ruperea tenace, care nu prezintă complicaţii serioase. S-a determinat experimental cå viteza de extindere a ruperii fragile este de 1000-1400 m/s, iar temperatura critică de fragilitate depinde de modul cum a fost elaborat oţelul în special.

b) Un rol deosebit de important îl prezintå energia elastică înmagazinată în construcţia sudată. Aceasta se explică prin aplicarea unor eforturi exterioare mari la asamblarea corpului de navă, care împreună cu tensiunile remanente, ce se apropie de limita de curgere uneori,



65

să ducă la apariţia de fisuri, care, datorită continuităţii îmbinării sudate, să se extindă la corpul întreg.

c) Tot în legătură cu tensiunile remanente, un rol important îl joacă dimensiunile elementelor constructive care se sudează. O dată cu creşterea grosimii elementelor de sudat, creste foarte mult rigiditatea îmbinării, care sub acţiunea eforturilor exterioare şi a tensiunilor remanente, nu se mai pot deforma elastic, existând posibilitatea în acest fel să apară fisuri.

d) În general deteriorările fragile au avut loc la temperaturi scăzute. Variaţia bruscă a temperaturii are o mare importanţă, deoarece duce la dezvoltarea considerabilă a tensiunilor termice. Astfel se poate da exemplu unor nave aflate pe cală, înaintea lansării la apă, când la o variaţie de temperatură de la +2°C la -18°C a apărut o fisură în bordaj, care s-a continuat apoi la tot corpul. Având în vedere caracterul neliniar al variaţiei temperaturii, tensiunile care iau nastere la variatii mai mici de temperatură pot deveni foarte periculoase pentru construcţie.

e) Siguranta construcţiei sudate depinde de justa rezolvare a problemelor de ordin constructiv. Astfel, amplasarea decupărilor cu colţuri nerotunjite în locurile de concentrare a tensiunilor, forma şi amplasarea necorespunzătoare a îmbinărilor duc la apariţia fisurilor.

f) Factorii tehnologici au un rol deosebit de important în asigurarea rezistenţei construcţiei; aproape toate fisurile care au distrus navele au început în cusåturi sudate defectuos. Din problemele expuse mai sus rezultă că, prin folosirea unor oţeluri care să nu aibă tendinţa spre distrugeri fragile, în special la frig, prin evitarea concentrării tensiunilor remanente, prin evitarea acumulării energiei elastice şi prin obţinerea unor forme constructive, judicios executate din punct de vedere tehnologic, se pot evita distrugerile despre care s-a vorbit. Se cunoaşte faptul că tensiunile de sudură remanente, adică tensiunile interioare echilibrate în limitele elementului dat, nu afectează rezistenţa la distrugere prin fisuri, dacă piesa este construită din oţel aflat în stare vâscoasă, ea fiind solicitată de sarcini statice sau dinamice. În construcţiile confecţionate din oţeluri fragile, precum şi din oţeluri plastice aflate în stare fragilă, tensiunile de sudură remanente pot să influenţeze rezistenţa construcţiei (prin apariţia fisurilor), când aceasta este supusă la sarcini statice şi dinamice.

4.2.2. Condiţiile pe care trebuie să le îndeplinească oţelurile pentru corpuri Oţelul destinat pentru construcţia corpurilor de nave trebuie să îndeplinească un complex de condiţii a căror executare trebuie să asigure posibilitatea confecţionării diferitelor construcţii fără pericol, si să asigure existenţa lor ulterioară în condiţiile exploatării.

În aceste condiţii intră şi normele de probe care se pretind pentru oţelul de corp înainte de prelucrare, întrucât este posibilă înrăutăţirea proprietăţilor în timpul procesului de prelucrare.

Proprietăţi mecanice determinate pe probele supuse la întindere. La aceste probe, epruvetele sunt tăiate din table, perpendicular pe direcţia de laminare şi se determină următoarele caracteristici principale: - limita de curgere (Rp0,2, N/mm2); - rezistenta la rupere (Rm, N/mm2); - alungirea la rupere (A5, %); Normele pentru Rm si A5 se determinå în funcţie de limita de curgere si grosimea tablelor.



66

Plasticitatea oţelului de corpuri. Pentru asigurarea construcţiei în exploatare, oţelul de corpuri trebuie să aibă capacitate suficientă pentru deformaţiile plastice (la încovoiere) şi tendinţå mică la distrugeri fragile (în special în cazul rupturilor la rece). Pentru aprecierea acestor proprietăţi, oţelul de corpuri se supune la o serie de probe ale căror rezultate trebuie să îndeplinească următoarele norme:

a) La probele de încovoiere statică a epruvetelor late, unghiul de încovoiere până la apariţia primelor crăpături trebuie să fie de cel puţin 120°. Supusă în continuare la încovoiere, epruveta trebuie så reziste până la 180°, fără să se rupă.

..b) La încercarea în serie a epruvetelor mici cu crestătură ascuţită, la încovoiere statică, temperatura critică (Tk) a fragilităţii oţelului (temperatura de tranziţie ductilitate-fragilitate), determinată după caracterul diagramei de încovoiere, trebuie să fie de cel mult 0°C.

c) La încercarea în serie a epruvetelor mari cu crestătură, la încovoiere statică, temperatura critică a fragilităţii oţelului, determinată după aspectul ruperii (cel putin 65-75% fibre rupte), trebuie să fie de cel mult 30°C.

Rezistenţa la oboseală a oţelului de corpuri. Tensiunile rezultate din solicitările alternative la care este supusă nava, împreună cu tensiunile remanente, în special la locurile cu concentrări mari de tensiuni, pot duce la ruperea navei la oboseală. Încercările pentru determinarea rezistenţei la oboseală se face conform instrucţiunilor din Registrul Naval Român.

Sensibilitatea oţelului la îmbătrânire. Datorită operaţiilor tehnologice pe care le suportă oţelul în timpul prelucrării lui la rece (prelucrări repetate), creşte tendinţa lui la fragilitate. Aceasta este aşa numita îmbătrânire mecanică. Pentru aprecierea acestei calităţi, oţelul este supus unei probe de îmbătrânire artificială. Epruveta se supune ecruisării (deformării plastice la rece) la 5 sau 10%, apoi se încălzeşte timp de două ore la temperatura de 250°C. Urmeazå apoi proba de rezilienţă, care nu trebuie să fie mai mică de 3 J/cm2. În ceea ce priveşte îmbătrânirea termică, aceasta nu se produce la oţelurile tratate termic. În acelaşi timp, oţelurile laminate la cald, dacă sunt răcite repede în timpul prelucrării (mai ales la prelucrări repetate), au tendinţa spre fragilitate. Aprecierea acestei calităti se face pe epruvete călite în apă, la temperatura de 670-680°C si printr-o revenire termică ulterioară la temperatura de 50-70°C timp de 4 ore. După aceasta se face proba prin rezilienţă care nu trebuie să fie mai mică de 3 J/cm2.

Variaţia proprietăţilor mecanice la prelucrarea la cald. Datorită faptului că oţelul pentru corp este supus prelucrării la cald, în urma căreia îşi schimbă proprietăţile iniţiale, este absolut necesar să se cunoască variaţia proprietăţilor oţelului în urma încălzirii lui la temperatura de 800, 950 şi 1100°C, răcirea făcându-se în aer liber. Concomitent trebuie să fie indicată şi cea mai simplă prelucrare termică pentru restabilirea proprietăţilor iniţiale ale oţelului.

Proprietăţi tehnologice. Oţelul pentru construcţia corpului navei trebuie să aibă proprietăţi tehnologice necesare prelucrării lui fără riscuri. Astfel, tabla de otel în grosime de până la 16 mm, inclusiv tăiată la ghilotină, nu trebuie să prezinte crăpături sau aşchii. Tabla de oţel de toate grosimile trebuie să aibă proprietăţile necesare prelucrării la rece cum ar fi: îndoire, curbare fără să prezinte crăpături.

Sudabilitatea oţelului de corpuri. Condiţia sudabilităţii bune a oţelului de corpuri are o importanţă deosebită în prezent. Oţelul trebuie să asigure sudarea în condiţiile tehnologiei şantierului respectiv. El nu trebuie să contribuie la formarea fisurilor în cordoanele sudate, în zona de influenţă termică şi în metalul de bază. Îmbinarea sudată trebuie să aibă suficientă rezistenţă, plasticitate şi rezistenţă la distrugeri fragile. Pentru verificarea acestei proprietăţi se execută un complex de probe:



67

a) Se determină influenţa ciclului termic asupra structurii şi a durităţii metalului de bază în zona de lângă cusătură şi asupra proprietăţilor oţelului la deformaţia plastică locală, determinată de unghiul de încovoiere a epruvetei.

b) Probele îmbinărilor sudate în ceea ce priveşte rezistenţa faţă de formarea fisurilor la cald şi la rece.

c) Determinarea proprietăţilor mecanice a metalului cusăturilor sudate şi a îmbinărilor prin probe la întindere si încovoiere statică (în sens longitudinal şi transversal faţă de cusătură), proba de rezistenţă la oboseală şi proba de rezilienţă. Se determină tendinţa metalului la ecruisare, precum si la îmbătrânirea mecanică si termică. Se mai verifică, de asemenea compoziţia chimică a metalului cusăturii. Rezistenţa la coroziune. Deoarece oţelul corpului navei se află fie în apă de mare cu imersiune constantă sau variabilă, fie în atmosferă umedă se cere ca oţelul să aibă rezistenţă la coroziune înaltă, atât în apa de mare cât şi în condiţii atmosferice. Studiile efectuate până în prezent au ajuns la concluzia că alierea oţelului cu elemente anticorozive în cantităţi mici nu îmbunătăţeşte în măsură mare rezistenţa la coroziune a oţelului. Pentru construcţia sudată trebuie ca potenţialul electrochimic al metalului cusăturii sudate să fie egal sau să depăşească potenţialul electrochimic al metalului de bază. O atenţie deosebită trebuie acordată tendinţei oţelului corpului navei la coroziune neuniformă, care se produce datorită existenţei pieselor din metale diferite, care au potenţial electrochimic foarte diferit. În majoritatea cazurilor, această coroziune este evitată prin utilizarea protecţiei electrochimice. Condiţiile arătate mai sus, pe care trebuie să le îndeplinească oţelul pentru corpul navei, se bazează pe studii numeroase a epruvetelor, a diferitelor modele şi a construcţiilor în natură.

4.2.3. Oţelurile carbon Desi în prezent se tinde tot mai mult spre folosirea oţelurilor slab aliate, în constructiile navale se mai utilizează încă pe scară largă oţelurile carbon. Compozitia chimică, proprietăţile lor mecanice şi implicit tehnologia de elaborare a oţelurilor carbon s-au modificat în permanenţă, mai ales în urma accidentelor întâmplate navelor, despre care am amintit la începutul capitolului. Oţelurile carbon folosite la construcţia corpurilor de nave sunt oţeluri elaborate în cuptoare Siemens-Martin sau electrice, cu structură fină, calmate sau semicalmate si laminate la cald. Oţelurile necalmate nu se folosesc la construcţia elementelor de rezistenţă ale corpului navei. Pentru oţelul carbon, o importanţă deosebită o are conţinutul în siliciu, în funcţie de care oţelul se împarte în oţel calmat, semicalmat si necalmat.

Un oţel calmat este un oţel care rezultă prin dezoxidarea totală a metalului lichid în lingotieră cu ajutorul unui dezoxidant (Si, Al, s.a.) care asigură solidificarea calmă a metalului, fără degajarea gazelor. Oţelul necalmat rezultă în urma dezoxidării incomplete a metalului, iar în timpul solidificării în lingotiere fierbe degajând gaze. Oţelul semicalmat reprezintă un metal intermediar şi rezultă în urma adăugării unei cantităţi de dezoxidant în metalul topit, din care gazele se degajă în cantitate mai mică decât în cazul oţelului necalmat. Fără mangan nu poate fi dezoxidat. Normele de specialitate clasifică oţelurile în funcţie de conţinutul în siliciu astfel: - oţel necalmat Si = 0 - 0,08% ; - oţel semicalmat Si = 0,08 - 0,16% ; - oţel calmat Si = 0,16 - 0,37% .



68

Compoziţia chimică a oţelului înfluenţează foarte mult proprietăţile fizico-mecanice ale oţelului carbon. Astfel, creşterea conţinutului de carbon nu este recomandabilă, deoarece favorizează apariţia fisurilor la cald în cordoanele sudate, iar împreună cu o cantitate mai ridicată de fosfor, măreşte tendinţa la fragilitate la rece a oţelului. De aceea nu se recomandă folosirea oţelurilor cu un conţinut mai ridicat de 0,22 %C. Mărirea conţinutul în mangan duce la îmbunătăţirea calităţii oţelului, în special la creşterea rezilienţei. Din acest motiv, unele registre de clasificaţie au introdus un nou criteriu pentru aprecierea rezilienţei şi anume raportul dintre mangan şi carbon. Acest raport nu trebuie să fie mai mic de 2,5. Rezultă că se reglementează conţinutul de mangan în funcţie de cel al carbonului, Mn ≥ 2,5 C, însă cel puţin 0,5%. Pentru a micşora tendinţa spre fragilitate, conţinutul de azot dispersat se limitează la cel mult 0,009%. Mărimea granulaţiei structurii după scara ASTM trebuie să fie cuprinsă între 6 si 8. Pentru unele oţeluri, registrele prescriu duritatea după Vickers, în zona de influenţă termică a sudării, să nu depăşească 350 de unităţi. Registrele mai prescriu si alte condiţii pentru oţelurile carbon, care se referă la modul cum se efectuează probele, proprietăţi mecanice, condiţii de livrare a oţelului, s.a.

4.2.4. Oţeluri slab aliate Particularitatea caracteristică a acestor oţeluri o constituie conţinutul scăzut al carbonului. Necesitatea unor oţeluri care să aibă o bună sudabilitate, plasticitate şi rezistenţă la distrugeri fragile şi care să îndeplinească condiţiile impuse oţelurilor pentru construcţii navale a determinat apariţia unor oţeluri slab aliate, care în ultimul timp au căpătat o largă dezvoltare. La mărcile mai bune ale oţelurilor din această clasă, conţinutul de carbon este limitat la 0,12-0,14% întrucât în funcţie de acesta depind caracteristicile oţelului, în special proprietatea de a se căli, tendinţa la formarea fisurilor în zona de influenţă termică, precum şi rezistenţa faţă de formarea fisurilor la cald în metalul cordonului sudat. Comparativ cu oţelurile carbon, oţelurile slab aliate, care se pot numi chiar oţeluri de înaltă rezistentă, prezintă compoziţii chimice diferite. Pe lângă un conţinut redus de carbon, aceste oţeluri au în compoziţia lor Ni, Cr, Cu, Si, Mo şi în majoritatea cazurilor, un conţinut mai ridicat de fosfor. O astfel de compoziţie asigură, pe lângă o rezistenţă la curgere mai ridicată cu 1,2 ori faţă de oţelul carbon şi o bună plasticitate, rezistenţă la coroziune mai ridicată de 2-4 ori în condiţii atmosferice, o bună sudabilitate, datorită cărora calităţile tehnologice şi în exploatare ale oţelului slab aliat sunt mai bune. Conţinutul ridicat în fosfor contribuie la mărirea rezistenţei la curgere şi la îmbunătăţirea rezistenţei la coroziune. De asemenea, el uşurează elaborarea oţelului, prevenind în cazul unei decarburări puternice îmbogăţirea excedentară cu oxid de fier. În combinaţie cu nichelul, cuprul, cromul, precum şi cu molibdenul, fosforul nu afectează rezistenţa oţelului în ceea ce priveşte fragilitatea le rece, dacă este asigurată o structură cu granulaţie corespunzătoare. Suma elementelor de aliere de obicei nu depăşeşte 2,5-3%. La elaborarea acestor oţeluri, adeseori se folosesc adaosuri mici care înnobilează metalul, în special aluminiu, molibden, vanadiu, zirconiu, titan, tantal şi altele. Aceste oţeluri se livrează în stare îmbunătăţită, adică după o călire prealabilă urmează o revenire la temperatură înaltă. Oţelurile slab aliate, de rezistenţă înaltă, sunt foarte utilizate în prezent la construcţia navelor de dimensiuni mari, mai ales în construcţia petrolierelor, unde sunt indispensabile.



69

Înlocuirea oţelurilor carbon cu oţel slab aliat, pe lângă faptul că va reduce greutatea corpului şi deci va creşte capacitatea de încărcare a navei respective, uşurează mult şi tehnologia de fabricaţie datorită caracteristicilor pe care le are. De asemenea creşte siguranţa navei în exploatare. În prezent se acordă o mare importanţă oţelurilor slab aliate, prin faptul că determinarea dimensiunilor structurilor navei prin calcule de rezistenţă, luând în considerare rezistenţa la curgere a oţelului şi nu rezistenţa la rupere implică folosirea metodelor noi de calcule recomandate de registre, care favorizează aplicarea oţelurilor slab aliate.

4.2.5. Alegerea oţelului pentru construcţii navale La alegerea mărcii oţelului se ia în considerare, în primul rând, rezistenţa la curgere, în funcţie de care se determină grosimile elementelor de structură a corpului navei. De asemenea, pe măsura posibilităţilor se va utiliza oţel slab aliat în scopul obţinerii unei economii la consumul de laminate. Astfel, la constructia unui petrolier de 10000 t capacitate de încărcare, folosirea unui oţel de rezistenţă superioară (cu Rp0,2=35 daN/mm2, în locul unui oţel carbon cu Rp0,2=24 daN/mm2), a permis uşurarea corpului navei cu aproximativ 400 tone, obţinându-se următoarele avantaje: - Grosimea tablelor punţii şi bordului s-a redus de la 16-17 mm la 13-14 mm, fapt care a atras după sine reducerea lucrărilor de sudură şi a altor lucrări de corp. - În timp de 25 de ani, nava poate transporta suplimentar o încărcătură de 10000 tone. - Din metalul economisit se poate construi corpul unui cargou de 1000 tone. Se poate trage concluzia că este raţională folosirea oţelurior carbon cu grosimi de cel mult 18-20 mm, iar în cazul când sunt necesare grosimi mai mari, se vor folosi oţeluri rezistente.

Oţelul de construcţie se determină în funcţie de lungimea navei: - Rp0,2 = 240-300 N/mm2 pentru nave cu lungimea de L≤100 m; - Rp0,2 = 300-350 N/mm2 pentru nave cu lungimea de L=100-180 m; - Rp0,2 ≥ 400 N/mm2 pentru nave cu lungimea de L>180 m. Pentru nave cu capacitate de încărcare de 5000-10000 tone este mai raţional, din punct de vedere tehnico-economic, să se folosească oţel cu Rp0,2 >= 450 N/mm2. Se poate trage concluzia că oţelurile de înaltă rezistenţă se utilizează pe scară tot mai largă la construcţia corpurilor de nave. Aceasta însă nu înseamnă că oţelul carbon va fi înlocuit complet. Dimpotrivă, acest oţel va fi folosit pe scară largă la construcţia navelor de deplasament mic, precum şi la confecţionarea unor structuri mai puţin solicitate, pentru navele de dimensiuni mari.

4.2.6. Alegerea otelurilor pentru corpul navelor conform Registrului Naval Român 1990 Cerinţele se referă la table, benzi, profile şi bare, cu grosimi până la 50 mm, laminate la cald din oţeluri sudabile, destinate executării construcţiilor şi pieselor navale supuse supravegherii RNR [29]. Oţelurile care se deosebesc prin compoziţia chimică, metoda de dezoxidare, tratamentul termic sau caracteristicile mecanice, inclusiv oţelul placat, pot fi admise numai cu aprobarea specială a RNR. Aceste oţeluri vor avea o marcare specială, la simbolul categoriei adăugându-se litera "S".



70

Compozitia chimică. Va fi determinată de producător pe baza rezultatelor analizei probelor luate din fiecare

oală de turnare a fiecărei sarje. Analiza chimică a producătorului se acceptă cu condiţia verificării periodice a acesteia la cererea inspectoratului RNR. Totodată RNR poate cere de asemenea determinarea conţinutului unor elemente folosite la oţelurile de rezistenţă normală cum ar fi conţinutul de crom, nichel şi cupru, care nu trebuie să depăşească 0,30% pentru fiecare element în parte. Pentru oţelurile carbon de rezistenţă normală suma conţinutului de carbon plus 1/6 din conţinutul de mangan nu va depăşi 0,40%. Carbonul echivalent pentru oţelurile de înaltă rezistenţă se determină informativ la încercările pentru autorizare, pe baza datelor de la analiza sarjelor şi se calculează cu formula:

eC = C + Mn6 + Cr + Mo + V

5 + Ni + Cu15 (9.1)

În toate categoriile de oţeluri conţinutul de arsen nu va depăşi 0,08%. Oţelurile din care sunt confecţionate tablele trebuie să conţină separat sau în orice combinaţie, aluminiu, niobiu, vanadiu sau alte elemente de finisare a granulaţiei. Dacă se utilizează câte un singur element, conţinutul minim al acestuia în oţel trebuie să corespundă celui prescris în tabele. Dacă se utilizează în combinaţie, cel puţin conţinutul minim al unui element de finisare a granulaţiei trebuie să corespundă cerinţelor din tabele. Dacă conţinutul de aluminiu sau al altor elementele de finisare a granulaţiei este mai mic decât cel prescris, RNR poate să ceară determinarea mărimii grăuntelui austenitic, care în acest caz va avea punctajul 5 sau mai fin. În tabelul 4.1 este prezentată compoziţia chimică şi caracteristicile mecanice ale oţelurilor de rezistenţă normală, iar în tabelul 4.2 cele ale oţelurilor de înaltă rezistenţă pentru corpul navelor.



71

Caracteristici mecanice Caracteristicile mecanice ale oţelurilor de rezistenţă normală trebuie să satisfacă

cerinţele din tabelul 4.1, iar cele ale oţelurilor de înaltă rezistenţă cerinţele din tabelul 4.2.

Cu acordul RNR, încercarea la încovoiere prin şoc se poate efectua fie pe epruvete longitudinale (KVL), fie pe epruvete transversale (KVT).

Observaţii din tabelul 4.1: 1) Cu acordul RNR, profilele din categoria A cu grosimi până la 12,5 mm inclusiv pot fi

executate şi din oţel necalmat. 2) La profilele din oţel categoria A, conţinutul maxim de carbon poate fi de 0,23 %. 3) Pentru profilele din oţel categoria A, indiferent de grosime, cu acordul RNR limita

superioară a rezistenţei la rupere poate fi mai mare. 4) La încercările pentru autorizare oţelul categoria A trebuie să asigure o energie de

rupere prin şoc de cel putin 27 J la temperatura de 20°C. 5) Cu acordul RNR, pentru categoria B conţinutul minim de mangan poate fi coborât

pânå la 0,60%, dacă otelul este calmat şi cu un conţinut de siliciu de cel putin 0,10%. 6) Oţelul categoria D cu grosime mai mare de 25 mm trebuie să fie complet calmat şi

elaborat cu granulaţie fină, având un conţinut de aluminiu de cel puţin 0,015%.

Tab. 4.1. Compoziţia chimică şi caracteristicile mecanice ale oţelurilor de rezistenţă normală pentru corpul navelor

Categoria de otel A B D E

Dezoxidare Calmat sau semicalmat1

)

Calmat sau semicalmat

Calmat6) Calmat,tratat

cu Al. Elaborat cu granul.finå

C max. 0,212) 0,21 0,21 0,18 Mn min. 2,5% C 0,805) 0,60 0,70 Compoz.ch.

(analiza sarjå,%)

Si max. 0,35 0,35 0,35 0,35

P max. 0,05 0,05 0,05 0,05 S max. 0,05 0,05 0,05 0,05 Al min. - - 0,015 0,015 Rm, N/mm2 400-4903) 400-490 400-490 400-490 Incercare la

tracţiune Rp0,2, N/mm2 235 235 235 235

A57), %min 22 22 22 22

Temp.de incerc [C°] - ±0 -10 -40

Încercare de incov.prin şoc pe epruv.

Charpy cu crestăt.în V

Energ. la rup. [J] min

Epruv. longit. KVL

4)- 27 27 27

Se încearcă fiecare tablă

Epruv transv.

KVT

-

20

20

20 Se încearcă fiecare tablă

Tab. 4.1.1. Grosime mm

≤5 5-10 10-15 15-20 20-25 25-30 30-40 40-50

Alungire la rupere, %

14 16 17 18 19 20 21 22



72

7) La încercările de tracţiune pe epruvete plate cu grosime egală cu cea a tablei, având o lăţime de 25 mm şi o lungime calibrată de 200 mm, alungirea la rupere trebuie să corespundă următoarelor valori minime:

Observaţii din tabelul 4.2: 1) Pentru grosimi până la 12,5 mm inclusiv, conţinutul minim de mangan poate fi redus

până la 0,70%. 2) Dacă oţelul este supus prelucrării termo-mecanice RNR poate admite sau poate

solicita modificări în compoziţia chimică. 3) La încercările la tracţiune pe epruvete plate cu grosimea egală cu cea a tablei,

având o lăţime de 25 mm şi o lungime calibrată de 200 mm, alungirea la rupere trebuie să corespundă următoarelor valori minime prezentate în tabelul 4.2.1.

4), 5), 6), 7), 8), 9) Energia la rupere pentru cele două tipuri de epruvete longitudinale şi transversale se determină prin încercări pe fiecare tablă.

Tab. 4.2. Compoziţia chimică şi caracteristicile mecanice ale oţelurilor de înaltă rezistenţă pentru corpul navelor

Categoria de oţel A32 D32 E32 A36 D36 E36 A40 D40 E40 Rm,N/mm2 440-590 490-620 530-690 Încercare

a la tracţiune

Rp0,2,N/mm2 315 355 390

A53)min% 22 21 20

Temp. de încerc.[°C]

0

-20

-40

0

-20

-40

0

-20

-40

Încercarea de

încov.prin şoc pe epruv

.Charpy cu crestăt

în V

Ener. la rup.min.

[J]

Epr. long. KVL

31 31 31 4) 34 34 34 5) 39 39 39 6)

Epr. transvKVT

22

22

22 7)

24

24

24 8)

26

26

269)

Dezoxidare Calmat si elaborat cu granulatie fină

Stare de livrare Conform tabelului 1.8.

Compoz. chimică (analiza sarjei)2)

C max Mn Si max P max S max Al min Nb V Ti max Cu max. Cr max. Ni max Mo max.

0,180 0,90-1,601)

0,50 0,040 0,040 0,015

0,02-0,05 total max. 0,12 0,05-0,10 total max. 0,12

0,02 0,35 0,20 0,40 0,08

Tab 4.2.1. Alungirea la rupere A5 [%] funcţie de grosimea epruvetei Categoria

oţelului Grosimea [mm]

5 5-10 10-15 15-20 20-25 25-30 30-40 40-50 A 32 D 32 E 32

14

16

17

18

19

20

21

22

A 36 D 36 E 36

13

15

16

17

18

19

20

21

A 40 D 40 E 40

12

14

15

16

17

18

19

20



73

Stare de livrare Starea de livrare a oţelurilor trebuie să corespundă tabelelor 4.3 şi 4.4 şi trebuie să fie

menţionată în certificatul său, documentul de calitate uzinal:

Dacă se acceptă înlocuirea normalizării (N) semifabricatului laminat cu laminarea la temperatură controlată sau cu procedeul termo-mecanic, aceste procedee pot fi utilizate numai cu acordul RNR. Aceste procedee de laminare se definesc după cum urmează:

1. Laminarea la temperatură controlată (CR) - procesul în care temperatura la sfârşitul laminării este controlată şi se află în intervalul temperaturilor de normalizare în scopul recristalizării complete a austenitei.

2. Procesul termo-mecanic (TM) - procesul de laminare în cursul căruia se controlează strict temperatura si gradul de reducere. În general, cea mai mare parte din reducere se efectuează în apropierea sau sub temperatura de tranziţie Ar3, laminarea realizându-se practic în apropiere de limita inferioară a intervalului de temperaturi al domeniului bifazic şi din acest motiv recristalizarea austenitei aproape nu are loc.

Dacă pentru semifabricatele executate prin procedeul termo--mecanic se prevede în continuare încâlzirea pentru prelucrare sau pentru detensionare, sau sudarea cu energie liniară mare, trebuie să se ia în considerare posibilitatea reducerii, în consecinţă, a caracteristicilor mecanice ale oţelului. Răcirea accelerată la sfârşitul laminării poate fi admisă numai cu acordul RNR.

Tab. 4.3. Starea de livrare a oţelurilor de rezistenţă normală Categoria

de oţel Grosimea[mm] Starea de livrare

A Toate Nu se reglementeazå (oricare) B Toate Nu se reglementeazå (oricare) D ≤35

>35 Nu se reglementeazå (oricare) Normalizare (N), laminare cu temperatură controlată (CR),prelucrare termomecanică (TM)1)

E Toate Normalizare (N) sau prelucrare termomecanică (TM)1) Observaţii: 1) Cu acordul RNR profilele din oţel categoria D pot fi livrate în stare laminată cu condiţia obţinerii în mod constant a unor rezultate satisfăcătoare la încercarea la încovoiere prin şoc. În aceleaşi condiţii, profilele din oţel categoria E pot fi livrate în stare laminată sau laminate la temperatură controlată.

Tab. 4.4. Starea de livrare a oţelurilor de înaltă rezistenţă Categoria Elemente de finisare

a granulaţiei Grosimea, t

[mm] Starea de livrare

A 32 A 36 A 40

Nb, V

≤12,5 >12,5

Nu se reglementează (oricare) N, CR, sau TM

A 32 A 36 A 40

Al, Al+Ti

20<t≤35

>35

Nu se reglementează (oricare); laminat la cald cu acordul RNR1)2) N, CR, TM

D 32 D 36 D 40

Nb, V

≤12,5 >12,5

Nu se reglementează (oricare) N, CR, TM

D 32 D 36 D 40

Al, Al+Ti

20<t≤25

>25

Nu se reglementează (oricare); laminat la cald cu acordul RNR1)2) N, CR, TM

E 32 E 36 E 40

Oricare

Toate

N, TM sau la aprecierea producătorului călire şi revenire (QT)2)

Observaţii: 1) Volumul încercărilor la încovoiere prin şoc se stabileşte conform RNR. 2) Cu acordul RNR profilele din oţel de categoriile A 32, A 36, A 40, D 32, D 36, D 40 pot fi livrate în stare laminată cu condiţia obţinerii în mod constant a unor rezultate satisfăcătoare la încercarea de încovoiere prin şoc. În aceleaşi condiţii, profilele din oţel de categoriile E 32, E 36, E 40 pot fi livrate în stare laminată sau laminate la temperatură controlată, volumul încercărilor la încovoiere prin şoc stabilindu-se conform RNR.



74

4.2.7. Oţeluri de uz general şi cu granulaţie fină folosite în construcţii de nave Aceste oţeluri sunt realizate în conformitate cu prescripţiile tehnice ale RNR. Principala particularitate a acestor oţeluri rezultă din regulile specifice de calcul şi constă din modificarea compoziţiei chimice în funcţie de grosimea produsului, pentru asigurarea unor valori unice ale limitei de curgere pentru toate grosimile de produse realizate dintr-o marcă de oţel. Se poate deduce astfel că limita la curgere (Rp0,2) şi tenacitatea (KV) sunt influenţate de un complex de factori care includ: - compoziţia chimică; - gradul de dezoxidare la elaborare; - regimul de temperaturi şi gradul de deformare la laminare; - grosimea produsului. În continuare se prezintă caracteristicile mecanice ale acestor tipuri de oţeluri, observându-se că au caracteristici asemănătoare cu cele prezentate în tabelele 4.1 respectiv 4.2.

Notă: 1) - necalmat pentru grosimi e≤16 mm, calmat pentru grosimi e>16 mm ; 2), 3) - calmat şi cu adaos de aluminiu Al≥0,02% ; 4) - valori calculate pentru e≤16 mm ; 5) - valori calculate pentru e≤100 mm ; 6) - se stabileşte în funcţie de clasele de calitate ale materialelor respective şi pentru e≤100.

Tab.4.5. Caracteristici mecanice ale otelurilor de uz general Otel OL 37 OL 44 OL 52

Dezoxidare necalmat sau calmat1)

calmat2) calmat3)

Conţ. de carbon max.%

e≤16 0,22 0,22 0,22

e>16 0,25 0,24 0,24

Rp0,24) min. [N/mm2] 240 280 350

Rm5) [N/mm2] 260-440 430-540 510-630

A56) min. % 25-26 22-25 21-22

Condţtii de tenacitate

Temp. de încerc.[oC] +20 +20 +20

Energ. la ruper.eprv [KV]

27 27 27

Tab. 4.6. Caracteristici mecanice ale oţelurilor cu granulaţie fină

Otel OCS 44 OCS 52 OCS 58

Dezoxidare calmat calmat calmat

Conţ. de carbon max.%

e≤16 0,22 0,20 0,21

e>16 0,22 0,20 0,21

Rp0,21) min. [N/mm2] 285 355 460

Rm2) [N/mm2] 430-540 510-610 570-730

A53) min. % 23 20 17

Condiţii de tenacitate Temp. de încerc.[oC] -30 -30 -30

Energ. la ruper.eprv [KV] 27 27 27



75

Notă: 1) - valorile sunt calculate pentru grosimi e≤16 mm ; 2) - valorile sunt calculate pentru e≤100 mm ; 3) - valorile sunt calculate pentru 8<e≤25 mm .

4 . 3 . F O N T E C E N U Ş I I

Fontele cenuşii sunt aliaje ale fierului cu carbonul în care reacţiile de la solidificare şi răcire au avut loc în totalitate sau numai parţial în conformitate cu diagrama de echilibru stabil fier-grafit. În structura acestor fonte este prezent grafitul ca fază nemetalică şi care imprimă o culoare specifică suprafeţei de rupere.

Fontele cu grafit reprezintă cele mai importante aliaje de turnare, fiind cele mai ieftine.

4.3.1. Diagrama de echilibru a sistemului stabil Fe-Cgrafit. Faze şi constituenţi Diagrama de echilibru termodinamic a sistemului stabil Fe-Cgrafit corespunde liniilor de transformare trasate discontinuu în figura 7.3. Deosebirea dintre cele două sisteme Fe-Fe3C şi Fe-Cgrafit se manifestă doar în domeniul fontelor, peste 2,08% C. Punctele critice P′, S′, E′, C′ sunt deplasate spre stânga şi în sus faţă de punctele P, S, E, C, datorită vitezei mici de răcire şi prezenţei siliciului ca element alfagen şi grafitizant, nelipsit din compoziţia chimică a fontelor cenuşii. Punctele D′, F′ şi K′ se află pe verticala de 100% C. Reacţiile invariante din diagrama Fe-Cgrafit sunt:

-reacţia eutectică, prin care se formează eutecticul primar cu grafit al fontelor cenuşii (izoterma E′, C′, F′): L A CC

CC grafit426%

1154208%, ,

o← →⎯⎯⎯ + -reacţia eutectoidă, prin care se formează eutectoidul cu grafit (izoterma P′, S′, K′):

A F CCC

C grafit068%738

00206%, ,o← →⎯⎯⎯ +α

Această transformare implică şi trecerea eutecticului cu grafit primar în eutectic cu grafit secundar. Pe segmentele BC′ şi C′D′ ale liniei lichidus cristalizează austenita, respectiv grafitul primar. Fazele şi constituenţii diagramei Fe-Cgrafit sunt: soluţiile solide ale fierului cu carbonul (ferita α şi austenita), grafitul, eutecticul cu grafit şi eutectoidul cu grafit. Soluţiile solide sunt asemănătoare cu cele din sistemul Fe-Fe3C, dar caracterizate prin alte limite maxime de solubilitate a carbonului: pentru Fα punctul P′ (0,0206%C la 738°C), pentru Fγ punctele S′ (0,68%C la 738°C) şi E′ (2,08%C la 1154°C). Grafitul este prezent sub patru forme: • grafit primar, separat după segmentul C′D′ al liniei lichidus; • grafit eutectic separat împreună cu austenita din faza lichidă din faza lichidă (LC′) la nivelul

izotermei E′ C′ F′; • grafit secundar separat după curba E′S′ după austenita suprasaturată în carbon; • grafitul eutectoid separat la nivelul izotermei P′S′K′ din austenita de concentraţie 0,68%C.



76

Proprietăţile fizico-mecanice ale grafitului sunt foarte scăzute: conductivitate termică şi electrică mici; plasticitate scăzută şi duritate foarte mică; rezistenţă mecanică nulă, în schimb are un coeficient foarte mic de frecare şi amortizează vibraţiile. Punctul C′ din diagrama de echilibru stabil împarte fontele cenuşii în: • fonte hipoeutectice (2,08...4,26% C); • fonte eutectice (4,26% C); • fonte hipereutectice (4,26...6,67% C) Poziţia punctului C′ este influenţată de viteza de răcire şi de cantitatea de elemente însoţitoare.

4.3.2. Formarea fontelor cenuşii Fontele cenuşii au cea mai mare capacitate de amortizare a vibraţiilor, posedă proprietăţi antifricţiune, rezistenţă bună la coroziune în medii corozive obişnuite, au prelucrabilitate bună prin aşchiere şi sunt aproape insensibile la efectul de crestătură care provoacă ruperea la oboseală a oţelurilor. Deşi domeniul de extindere al fontelor cenuşii este cuprins între 2,08 şi 6,67% C, interes practic prezintă numai cele cu 2,4...3,8% C, care au rezistenţa mecanică mai mare. Pentru formarea fontelor cenuşii este necesar ca procesul de solidificare să fie condus astfel încât, fie şi parţial, el să corespundă diagramei Fe-Cgrafit. Un rol important în procesul de formare a fontelor îl constituie procesul de descompunere a cementitei (Fe3C→3Fe+Cgrafit), care depinde de compoziţia chimică a topiturii, viteza de răcire şi capacitatea de germinare a topiturii. Compoziţia chimică a topiturii este reprezentată prin existenţa elementelor grafitizante, dintre care cea mai mare importanţă o are siliciul. Acţiunea grafitizantă a acestuia este comparabilă cu cea a carbonului, astfel acţiunea factorilor grafitizanţi sau antigrafitizanţi în cursul procesului de solidificare decide dacă fonta va fi cenuşie (va conţine eutectic cu grafit) sau albă (va conţine eutectic cu cementită).

În timpul transformărilor în stare solidă factorii grafitizanţi vor influenţa natura masei metalice de bază din fonta cenuşie; astfel structura finală a fontei va fi perlitică dacă austenita se va descompune în ferită α şi cementită sau va fi feritică dacă austenita se va descompune ferită α şi grafit. Dependenţa dintre structura fontelor cenuşii şi procentul de carbon şi de siliciu este dată de diagrama Maurer (fig. 4.1). Se observă că, cu cât procentul de carbon şi de siliciu creşte, cu atât cantitatea de cementită scade, iar cantitatea de grafit creşte. Dreptele din diagrama Maurer corespund ecuaţiei %C+n⋅%Si=4,3 şi sunt trasate pentru bare din fontă cu

diametrul de 30 mm turnate în forme de nisip uscat. Coeficientul n exprimă raportul dintre capacitatea grafitizantă a siliciului şi cea a carbonului şi corespunde pantei dreptelor: n=tgα.

Fig. 4.1. Diagrama Maurer



77

O importanţă deosebită asupra procesului de grafitizare la solidificare o prezintă viteza de răcire. În figura 4.2. este prezentată diagrama structurală (diagrama Maurer), care ia în consideraţie atât acţiunea grafitizantă a carbonului şi siliciului, dar şi acţiunea grafitizantă a vitezei de răcire lentă (exprimată în abscisă prin micşorarea vitezei de răcire la creşterea grosimii de perete a piesei turnate). O asemenea diagramă este incompletă, deoarece nu ia în considerare totalitatea factorilor care determină gradul de grafitizare, totuşi ea este utilă practic, întrucât permite ca în funcţie de grosimea piesei să se ajusteze compoziţia topiturii prin modificarea conţinutului de siliciu.

4.3.3. Compoziţia chimică a fontelor cenuşii Fontele industriale cu 2,4...3,8% C conţin numeroase elemente chimice, compoziţia lor fiind complexă. Aceste elemente din compoziţia fontelor pot fi elemente însoţitoare de bază (Si, Mn, P şi S) sau impurităţi (Ti, As, Pb, Bi, Sb etc.). Ele pot fi puternic grafitizante, destabilizând cementita (Al, C, Si, T, Ni, Cu), slab grafitizante (P, Co), puternic antigrafitizante (S, Cr, V, Mn, Mg, B) care se dizolvă în cementită şi o stabilizează şi elemente slab antigrafitizante (Zr, Nb, W, Mo). Carbonul este un element chimic de bază, cu efect gamagen şi grafitizant. Se găseşte în compoziţia fontelor industriale obişnuite (hipoeutectice) cu un conţinut total de carbon CT=2,4...3,8%. Cu cât cantitatea de carbon creşte, cu atât cu atât creşte şi cantitatea de grafit. Siliciul este elementul chimic cel mai important în fontele cenuşii după fier şi carbon; el este un element tipic grafitizant. Siliciul, ca şi viteza mică de răcire, contribuie la obţinerea unui grafit lamelar grosolan, care imprimă fontelor proprietăţi mecanice slabe. Conţinutul de siliciu în fontele cenuşii variază între 0,5 şi 3,5%, fiind corelat cu viteza de răcire şi cu prezenţa celorlalte elemente astfel: Simin=1,5% pentru Cmax=3,8% şi Simax=2,5% pentru Cmin=2,8%. De asemenea, siliciul influenţează şi structura masei metalice de bază; creşterea cantităţii de siliciu accentuează gradul de descompunere a cementitei, mărind cantitatea de ferită α în fonte. În general, siliciul diminuează proprietăţile mecanice, dar îmbunătăţeşte turnabilitatea. Prezenţa lui în fonte face posibilă folosirea unei viteze de răcire mai mari în timpul solidificării şi după solidificare. Manganul, fiind un element antigrafitizant, reduce cantitatea de grafit în fonte favorizând, la fel ca şi viteza de răcire, obţinerea fontelor albe. Manganul ajută la desulfurarea şi la dezoxidarea fontelor. În general, manganul are acţiune negativă asupra caracteristicilor fontelor cenuşii: măreşte contracţia fontelor la solidificare, micşorează fluiditatea înrăutăţind turnabilitatea şi măreşte considerabil fragilitatea fontelor; de aceea conţinutul de mangan în fontele cenuşii este de 0,5...1%.

Fig. 4.2. Corelaţia structură-compoziţie chimică-masivitate

(diametrul epruvetelor) reprezentată pe o diagramă structurală: I-fontă albă; I+II-fontă pestriţă; II-fontă cenuşie perlitică; II+III-fontă cenuşie ferito-perlitică; III-fontă cenuşie

feritică



78

Sulful, ca şi manganul este un element antigrafitizant. Sulful este puternic dăunător fontelor cenuşii; el micşorează fluiditatea, măreşte contracţia favorizând formarea crăpăturilor la răcire, măreşte duritatea şi fragilitatea fontelor cenuşii. Se admite un conţinut de sulf cuprins între 0,1 şi 0,15%. Fosforul îmbunătăţeşte fluiditatea, scade punctul de fuziune, micşorează contracţia, scade mult proprietăţile de rezistenţă ale fontelor cenuşii. Din acest motiv, din fontele cenuşii cu fosfor se execută obiecte de artă (statui, ornamente, etc.), armături industriale etc. Aluminiul, deşi este un element puternic grafitizant, nu este utilizat în acest scop, datorită influenţei sale nefavorabile asupra proprietăţilor de turnare ale fontelor. Se utilizează însă pentru acţiunea favorabilă exercitată asupra proprietăţilor fizico-mecanice. Nichelul şi cuprul au acţiune grafitizantă modestă la solidificare, dar sunt utilizate ca elemente de aliere în fonte datorită influenţei lor asupra proprietăţilor masei metalice de bază. Se admit conţinuturi de 1...3% Cu, respectiv 1,5% Ni Întrucât unele elemente chimice însoţitoare din fonte au acţiune grafitizantă şi altele au acţiune antigrafitizantă, s-au stabilit indicatori generali care permit aprecierea efectului lor printr-o acţiune unică. S-a comparat acţiunea elementelor chimice cu efectul carbonului, introducându-se două mărimi adecvate: conţinutul de carbon echivalent Ce şi gradul de saturaţie în carbon Sc definite prin relaţiile:

( )C C Si P Mn S

Ni Cr Cu Al

e = + ⋅ + − + +

+ + + +

% , % % , ,

, , , ,

03 003% 04%

007% 005% 0074% 025% (8.1)

şi

( )

( )[ ]S C Si P

C Si P

c = ⋅ − − ≅

≅ ⋅ − ⋅ +

% , , ,

% , , % %

426 031% 027%

426 031 (8.2)

La fontele hipoeutectice: Ce<4,26%, la cele eutectice Ce=4,26% şi la hipereutectice Ce>4,26% respectiv Sc<1, Sc=1 şi Sc>1. Îmbunătăţirea caracteristicilor mecanice ale fontelor cenuşii se poate realiza prin finisarea şi uniformizarea grafitului, aspect posibil prin adăugarea elementelor de aliere, prin aplicarea tratamentelor termice şi termochimice, prin turnarea centrifugală, prin vibrarea pieselor în timpul turnării etc.

4.3.4. Structura fontelor cenuşii Structura fontelor cenuşii depinde de modul în care este distribuit carbonul în stare liberă (Cgrafit) şi cea legată. În fonte, carbonul se poate afla în stare legată formând cu fierul compusul chimic Fe3C (cementita)-Cleg, sau dizolvat în fierul α, formând soluţia solidă ferită α-Csol. • Dacă Cleg≤CS=0,77%, atunci el se va regăsi numai în cementita din perlită. • Dacă CS<Cleg<CT atunci el se va regăsi atât în cementita din perlită, cât şi sub formă de

cementită liberă (în fontele pestriţe). Prin urmare, cantitatea totală de carbon CT din structura fontelor poate fi determinată cu relaţia: C C C C C CT leg sol grafit mb grafit= + + = + (4.3)

în care C C Cmb leg sol= + reprezintă carbonul masei metalice de bază. În funcţie de raportul reciproc dintre aceste forme ale carbonului se disting:



79

-fonte albe pentru care Cgrafit=0, iar C C CT leg sol= + ; deoarece Csol<0,01% rezultă că

practic tot carbonul se găseşte sub formă legată (CT≈Cleg), iar grafitul lipseşte (fig. 4.3 şi fig.4.4); -fonte pestriţe pentru care Cgrafit≈(0,3...0,5)CT, iar Cleg<Csol<CT; ele prezintă în structură atât ledeburită cât şi grafit, având caracter de tranziţie între fontele albe şi cele cenuşii (fig. 4.5); -fonte cenuşii pentru care: Cgrafit=CT -(Cleg+Csol), iar Cleg ≤Csol<CT;

Fig. 4.3. Fontă albă

hipereutectică

Fig. 4.4. Fontă albă perlito-cementitică

Fig. 4.7. Fontă cenuşie

ferito-perlitică

Fig. 4.5. Fontă pestriţă

perlitică

Fig. 4.6. Fontă cenuşie

feritică

Fig. 4.8. Fontă perlitică



80

• dacă Cmb≈Csol≈0,01%, fonta cenuşie are masă metalică de bază feritică (fig. 4.6) • dacă Csol<Cmb<CS; Cleg<Cgrafit<CS, fonta cenuşie are masă metalică de bază ferito-perlitică

(fig. 4.7) • dacă Cmb=CS=0,77%, Cgrafit=CT-CS, fonta cenuşie are masă metalică de bază perlitică (fig.

4.8); Se constată că masa metalică de bază a fontelor cenuşii este asemănătoare oţelurilor carbon, putând fi feritică, perlitică sau ferito-perlitică. Structura masei de bază poate fi influenţată prin compoziţie chimică, viteza de răcire la solidificare, tratamente termice. Răcirea lentă acţionează ca un factor grafitizant, deplasând structura masei de bază spre cea feritică, în timp ce viteza mare de răcire va crea condiţii formării unei structuri perlitice. Prin tratamente termice este posibilă creşterea cantităţii de perlită şi finisarea ei, sau formarea constituenţilor de tranziţie în afară de echilibru. Alături de masa metalică de bază, grafitul reprezintă un factor structural cu rol decisiv în asigurarea calităţii fontelor cenuşii. Din acest punct de vedere, grafitul este caracterizat prin: cantitate, formă, mărime şi distribuţie. Cantitatea (suprafaţa efectiv ocupată) de grafit depinde de carbonul total (CT) al fontei, dar mai ales ponderea carbonului liber (Cgrafit), care ar trebui să aibă valori minime (din considerente legate de turnabilitate se adoptă CT=2,4...2,8%). Suprafaţa ocupată de grafit se apreciază prin compararea structurilor reale (analizate la o mărire de 100:1) cu etaloanele G2, G4, G6, G10, G12 (STAS 6906-75) care corespund la 2, 4, 6, 10 respectiv 12% suprafaţă ocupată de grafit. Cantitatea de grafit prezentă în fonte poate fi apreciată prin raportul:

gCCgrafit

T= ⋅100 % (4.4)

numit grad de grafitizare. Pentru fontele cenuşii poate fi utilizată şi relaţia:

gCC

leg

S= −2 (4.5)

La fontele albe Cgrafit=0, deci g=0; la fontele pestriţe 0<g<1; la fontele cenuşii 1≤g≤2 (la fontele perlitice Cleg=CS, deci g=1; la fontele feritice Cleg<<CS, deci g=2).

Fig. 4.9. Grafit lamelar

grosolan

Fig. 4.10. Grafit lamelar fin



81

Forma grafitului reprezintă cel mai important criteriu de clasificare a acestei incluziuni nemetalice, caracterizând gradul de compactitate a separărilor de grafit, respectiv gradul de creştere a masei de bază şi procesul de formare a concentratorilor de tensiuni interne. În funcţie de compoziţia chimică a fontei, de factorii tehnologici de turnare (temperatura de turnare, natura formei în care se toarnă, dimensiunile pereţilor piesei, viteza de răcire etc.), grafitul se poate afla sub diverse forme: grafit lamelar grosolan (fig. 4.9), grafit lamelar fin (fig. 4.10), grafit lamelar cu tendinţă de dispunere în reţea (fig. 4.11), grafit lamelar

cu dispunere în rozete (fig. 4.12), grafit interdentritic (fig. 4.13), grafit în formă de cuiburi-specific fontelor maleabile (fig. 4.14) şi grafit sub formă sferoidală-specific fontelor nodulare (fig. 4.15). Forma separărilor de grafit poate fi caracterizată prin raportul dintre lungimea separărilor şi grosimea acestora astfel: -l/d>50 corespunde lamelelor lungi (filamente) cu vârfuri ascuţite, fiind specifice fontelor cenuşii obişnuite (Fc); -l/d=25...50 corespunde lamelelor cu vârfuri rotunjite, specifice fontelor modificate cu grafit lamelar; -l/d=2...10 corespunde grafitului vermicular, specifice fontelor cenuşii modificate (Fgv);

- l/d=1,5...2 corespunde grafitului modificat în formă de cuiburi, specific fontelor cenuşii maleabile (Fm);

- l/d ≈1 corespunde grafitului modificat în formă de noduli, specific fontelor cenuşii cu grafit nodular (Fgn).

Fig. 4.11. Grafit lamelar în reţea

Fig. 4.12. Grafit în rozete

Fig. 4.13. Grafit interdentritic

Fig. 4.14. Grafit în cuiburi

Fig. 4.15. Grafit nodular



82

Mărimea separărilor de grafit influenţează proprietăţile mecanice ale fontelor cenuşii. Astfel pentru lamelele de grafit se admite o lungime medie 250 μm. Nodulii de grafit au diametrul de 10...100 ori mai mic decât lungimea lamelelor, ocupând suprafeţe mult mai reduse la aceeaşi cantitate. Distribuţia garfitului lamelar este stabilită conform STAS 6906-75 în nouă tipuri de reparţiţii, cuprinse între Gr1...Gr9. Modul de reparţiţie a separărilor de grafit lamelar influenţează proprietăţile de utilizare a fontelor cenuşii.

Influenţa grafitului asupra proprietăţilor fontelor cenuşii Prezenţa grafitului modifică toate proprietăţile fizico-mecanice şi tehnologice ale fontelor, nu numai prin cantitatea sa, ci şi prin formă, mod de repartizare, dimensiuni şi orientare. Proprietăţi fizice. Grafitul micşorează temperatura de fuziune a fontelor-cu cât cantitatea de grafit dizolvat în topitură creşte, cu atât temperatura de topire a fontelor cenuşii scade apropiindu-se de temperatura de sfârşit de topire a fontelor albe (1147°C). Grafitul fiind un element uşor (γ=2,22 kg/dm3) produce scăderea greutăţii specifice a fontelor. De asemenea grafitul micşorează conductivitatea termică şi electrică a fontelor şi reduce luciul metalic. Proprietăţi mecanice. Asupra proprietăţilor mecanice, grafitul are o influenţă net defavorabilă, deoarece prezenţa lui micşorează secţiunea portantă a pieselor. Rezistenţa la rupere prin tracţiune a fontelor cenuşii este mult mai mică decât a oţelurilor. Forma şi modul de repartizare a grafitului au de asemenea o influenţă hotărâtoare asupra rezistenţei la rupere. Astfel, forma lamelară, cu distribuţie neuniformă este cea mai dăunătoare rezistenţei mecanice, datorită faptului că slăbeşte mult compactitatea şi coeziunea între volumele din masa fontei. Cele mai bune însuşiri le va avea fonta în care grafitul ocupă o suprafaţă minimă, fiind sub formă de filamente izolate, mici şi uniform distribuite, în cuiburi sau sub formă de noduli. Limita de curgere, alungirea, rezistenţa la încovoiere şi la răsucire a fontelor cenuşii au valori mici. Asupra rezistenţei la rupere prin compresiune şi asupra durităţii, grafitul nu are o influenţă considerabilă. Toate aceste proprietăţi sunt determinate în cea mai mare măsură de structura bazei metalice a fontelor. Principalele proprietăţi mecanice ale fontelor cenuşii în comparaţie cu oţelurile sunt date în tabelul 4.7:

Tab. 4.7 Aliajul Fe-C Rm

[N/mm2] Rp 0,2

[N/mm2]

A5 [%]

HB [daN/ mm2]

KCU [daJ/cm2]

Fontă feritică (Fc 200) 200 - 0,5 156-285 -

Fontă perlitică (Fc 350) 350 - 0,5 207-351 -

Fontă maleabilă (Fmn 370) 370 210 14 150 -

Fontă nodulară feritică (Fgn 400-2) 400 280 12 150-200 2,8

Fontă nodulară perlitică (Fgn 600-2) 600 400 2 210-280 1,5

Fier tehnic 350 210 30 80 20

Oţel carbon normalizat (OLC 25) 460 280 24 170 -

Oţel carbon îmbunătăţit (OLC 45) 660 400 17 - 6

Oţel cu perlită globulară (1% C) 560 320 30 - -

Oţel aliat îmbunătăţit (1% C) 1750 1400 1 200 -



83

Proprietăţi tehnologice Turnabilitatea. Grafitul are o influenţă favorabilă asupra turnabilităţii; el micşorează

contracţia, măreşte fluiditatea şi scade temperatura de topire a fontelor. În timpul solidificării, fontele cenuşii îşi măresc volumul datorită formării grafitului şi acest lucru contribuie la umplerea completă a formei de turnare, asigurând reproducerea fidelă a modelului. Sudabilitatea. Grafitul micşorează sudabilitatea fontelor cenuşii. Fontele cenuşii sunt mai greu sudabile decât oţelurile, însă mai uşor sudabile decât fontele albe. Aşchiabilitatea. Grafitul înrăutăţeşte aşchiabilitatea fontelor. Fontele cenuşii se aşchiază mai greu decât oţelurile, cu o viteză de aşchiere mică, folosindu-se numai scule armate cu plăcuţe dure din carburi metalice, obţinându-se o calitate inferioară a suprafeţei aşchiate. Deformabilitatea. Datorită prezenţei grafitului, fontele cenuşii sunt materiale fragile care nu pot fi deformate plastic la rece sau la cald; ele se prelucrează numai prin turnare şi aşchiere. Fontele cenuşii sunt materiale puţin sensibile la defecte de suprafaţă (crestături, creşteri rapide de la un diametru la altul, etc.) deoarece ele conţin un număr mare de ″defecte interioare″ cauzate de prezenţa grafitului. Datorită preţului de cost scăzut, a turnabilităţii bune, a rezistenţei mari la uzare şi a capacităţii deosebite de a amortiza vibraţiile şi oscilaţiile de rezonanţă, fontele cenuşii se utilizează pentru construirea de: cutii de viteze, arbori cotiţi, batiuri la maşini-unelte, cămăşi de cilindri etc.

4.3.5. Fontele cenuşii pentru turnare Fontele pentru turnarea pieselor sunt fonte mecanice (de a doua fuziune) obţinute prin retopirea fontei de furnal cu adaosuri de fier vechi, deşeuri de fontă, feroaliaje şi fondanţi (în special calcar) în scopul reglării compoziţiei chimice şi a purităţii. Ele sunt fonte nealiate care conţin: 0,3...3,5% Si; 0,1...1,5% Mn; max 0,2% P şi elemente însoţitoare Ni, Cr, Al-maximum 0,1% fiecare, Mo, V, Ti, W, Cu, Sn, Sb-maximum 0,05% fiecare.

Fontele cenuşii obişnuite pentru turnătorie Sunt fonte cenuşii cu grafit lamelar nemodificat, folosite pentru turnarea de piese pentru construcţia de maşini,reprezentând 70% din totalul materialelor metalice turnate. Simbolul acestor fonte este format din grupul de litere Fc urmat de valoarea rezistenţei minime la rupere prin tracţiune, în N/mm2, determinată pe epruvete cu diametrul de 30 mm. Sunt standardizate 7 mărci de fonte, conform STAS 586-82 care sunt prezentate în tabelul 4.8.



84

Se observă că rezistenţa la rupere prin încovoiere este cu 50...95% mai mare decât rezistenţa la rupere prin tracţiune; pe măsura micşorării conţinutului de carbon, siliciu, sulf şi fosfor din fonte, creşte rezistenţa la rupere, iar perlita şi carbonul grafit sunt din ce în ce mai fine. În fontele Fc250, Fc300, Fc350 şi Fc400 este posibilă apariţia cementitei libere şi a grafitului distribuit interdendritic. Aceste fonte conţin: 2,8...3,6% C; 1,2...2,5% Si; 0,2...1% Mn; 0,1...0,65% P; 0,03...0,15% S. Au în general proprietăţi mecanice scăzute care depind de compoziţia chimică, de proporţia de grafit şi de viteza de răcire: Rm=100...450 N/mm2, HB=100...300 daN/mm2, A=1,2%. Aceste fonte au proprietăţi foarte bune de turnare: fluiditate foarte bună, care creşte cu cât compoziţia fontei se apropie de cea eutectică, contracţie bună (0,7...1,3 %) care creşte o dată cu creşterea conţinutului de carbon.

4.3.6. Fontele modificate Prin fonte modificate se înţeleg toate categoriile de fonte cenuşii care prezintă o altă formă de grafit decât cea lamelară, rezultat al dirijării procesului de solidificare cu ajutorul unor măsuri tehnologice sau prin adaosuri de elemente grafitizante. Se ştie că proprietăţile mecanice ale fontelor sunt cu atât mai bune cu cât suprafaţa ocupată de grafit este mai mică, cu cât grafitul este mai fin, mai uniform distribuit şi mai izolat. Din punct de vedere al formei grafitului, se deosebesc trei categorii de fonte modificate: cu grafit lamelar, cu grafit vermicular şi grafit mărunt. Fontele modificate cu grafit lamelar se obţin prin adăugarea în oală, înainte de turnare, sau în jetul de turnare a unei cantităţi mici (max. 0,2...1%) de ferosiliciu şi silicocalciu - ca modificatori şi adaosuri minore de Ba, Zr, Al, Ti - ca elemente de aliere. În timp ce elementele de microaliere modifică structura şi proprietăţile masei metalice a fontei aliindu-se cu aceasta, modificatorii acţionează asupra dimensiunii şi repartiţiei grafitului fără a se alia cu constituenţii fontei. Prin combinare cu oxigenul şi cu elementele dizolvate în fonta lichidă se formează compuşii chimici (TiO2, ZrO2, Al2O3, SiO2, TiN, ZrN, AlN, TiC, ZrC) care rămân în suspensie în masa lichidă, constituindu-se în germeni străini de cristalizare. În urma modificării cu aceste substanţe se obţin fonte cu structură perlitică, fără cementită liberă şi cu eutectic fosforos în cantitate mică şi izolat; grafitul este sub formă lamelară cu vărfuri rotunjite, foarte fin, izolat, uniform distribuit (fig. 4.16).

Tab. 4.8 Marca fontei

Rm [N/mm2]

σîncov [N/mm2]

HB Structura Utilizarea

Fc 100 100 - 100-150 Fα+P+Cgr Piese cu rezistenţă mecanică mică

Fc 150 150 290 140-190 P+F+ Cgr

Fc 200 200 350 170-210 P+Furme+Cgr Piese cu rezistenţă mecanică medie

Fc 250 250 410 180-240 Pfină+Cgr. fin

Fc 300 300 470 200-260 Psorbitică+Cgr. fin

Fc 350 350 530 210-280 Psorbitică+Cgr. fin Piese cu rezistenţă mecanică mare

Fc 400 400 590 230-300 Psorbitică+Cgr. fin



85

Compoziţia chimică a acestor fonte care asigură un efect modificator maxim este: 2,8...3,2%C; 1...1,5%Si; 0,7...1,1%Mn; max. 0,1%P; la un grad de eutecticitate Geut.=Cx/Ceut.=0,75...0,85 unde Cx este conţinutul de carbon al fontei, iar Ceut. conţinutul de carbon al eutecticului. Caracteristicele mecanice superioare cum ar fi Rm=250...500N/mm2, duritatea cuprinsă între 170 şi 270 HB şi tenacitate mare, fac ca aceste fonte să fie frecvent utilizate în construcţia de maşini-unelte şi a motoarelor cu ardere internă. Fontele cenuşii de mare rezistenţă cu grafit lamelar fin Fc300, Fc 350 şi Fc400 se obţin numai prin modificare. Fontele modificate cu grafit vermicular conţin grafit vermicular distribuit într-o masă de bază predominant feritică, creşterea cantităţii de perlită fiind posibilă prin aliere cu Ni, Cu, Mn, Sn etc sau prin normalizare. Se utilizează simultan modificatori nodulizanţi, ca Mg, Ce şi antinodulizanţi cum sunt Ti, Al Sn, Sb etc. Compoziţia chimică a acestor fonte este: 3,4...3,8%C; 2...3%Si; 0,1...1%Mn; max. 0,08%P şi max 0,05%S. Modificarea se face la 1400...1450°C după o supraîncălzire la 1450...1550°C. Aceste fonte au proprietăţi foarte bune de turnare şi tendinţă scăzută de formare a crăpăturilor. Fontele modificate cu grafit vermicular au caracteristici mecanice superioare: Rm=300...650 N/mm2; HB=120...280; A5=1...10%. Ele prezintă o rezistenţă mare la oxidare şi la şoc termic, etanşeitate bună, aşchiabilitate mare şi capacitate de amortizare a vibraţiilor. Se folosesc la turnarea formelor metalice, a lingotierelor, a componentelor de motoare termice, a armăturilor industriale, a pieselor filetate etc.

Fontele modificate cu grafit nodular sunt fonte la care carbonul se separă sub formă de globule sau noduli.

Compoziţia chimică de bază a fontelor supuse modificării, în vederea obţinerii grafitului nodular, se încadrează în limitele: 3,4...3,8% C; 1,5...3% Si; 0,1...1,2% Mn; 0,1% Pmax; 0,05% Smax; Sc=0,9...1,1%; Ce=4...4,7%.

Pentru a diminua efectul antigrafitizant al magneziului (component modificator de bază) este necesar ca fontele supuse nodulizării să prezinte suma C+Si ≥5%.

Când se cer şi proprietăţi de turnare bune, se supun modificării fonte cu grad de saturaţie în carbon 0,95...1,03% Sc, care posedă fluiditate mare, contracţie scăzută şi proprietăţi mecanice mai reduse, Rm=250...300 N/mm2.

Compoziţia chimică a modificatorilor utilizaţi pentru modificarea fontelor cenuşii cu grafit lamelar este alcătuită din: • elemente de bază sau purtătoare, care servesc ca bază pentru fabricarea modificatorilor:

Si, Ni, Fe etc.; • elemente modificatoare care asigură efectul modificator propriu-zis: Ca, Ba, Mg, Sr, Ce; • elemente ajutătoare, care au drept scop stimularea germinării grafitului (Al, Ti, B, Zr, C)

sau favorizarea păstrării perlitei (împiedicarea descompunerii totale a cementitei) în special în cazul fontelor cu grad mare de saturaţie în carbon (Cu, Sn, Mn, Sb, Cr).

Masa metalică de bază a fontelor cu grafit nodular variază între 100% ferită şi 100% perlită.

Fig. 4.16. Fontă perlitică modificată cu grafit fin



86

Forma sferoidală a grafitului (fig. 4.17) este cea mai avantajoasă, deoarece posedă o suprafaţă minimă la aceeaşi cantitate de grafit, nu dă efect de pană (microfisuri) şi nu se întretaie, ceea ce determină obţinerea unor proprietăţi mecanice superioare, apropiate de cele ale oţelurilor.

Fontele cu grafit nodular se simbolizează conform STAS 6071-82 prin grupul de litere Fgn, urmat de două grupe de cifre care indică rezistenţa minimă la rupere prin tracţiune, în N/mm2, respectiv alungirea minimă, în %. Enumerăm câteva mărci de fonte cu grafit nodular conform tabelului 8.3.

Din fontă cu grafit nodular se execută piese care necesită o rezistenţă mecanică bună, rezistenţă bună la uzare atât la frecare cu ungere cât şi la frecare uscată, capacitate medie de absorbi vibraţiile cum sunt: segmenţi de pistoane, roţi dinţate, arbori cotiţi, axe cu came, piese pentru turbine, piese rezistente la fenomenul de creştere a fontelor (lingotiere, matriţe), elice pentru vapoare, piese pentru maşini agricole, etc.

4.3.7. Fontele maleabile Sunt fonte cenuşii formate dintr-o bază metalică asemănătoare cu cea a oţelurilor în care este înserat grafitul sub formă de cuiburi cu marginile neregulate, caracterizat prin raportul l/d=1,5...2. Fontele maleabile se obţin prin: • grafitizarea fontei albe cu 2,2...3,1% C; 0,6...1,4% Si; 0,4% Mn; maximum 0,1% sulf

printr-un tratament termic numit recoacere de maleabilizare. Fabricarea pieselor din fonte maleabile cuprinde două faze distincte: - turnarea pieselor din fontă albă hipoeutectică;

Fig. 4.17. Fonte cu grafit nodular: a-ferito-perlitică; b-feritică

Tab. 4.9.

Marca fontei Rm [N/mm2]

Rp 0,2 [N/mm2]

A [%]

KCU [J/cm2]

HB Structura

Fgn 370-17 370 230 17 16 140-150

Fgn 400-12 400 250 12 - 150-200 Ferită α

Fgn 450-5 450 320 5 - 160-220

Fgn 500-7 500 350 7 - 170-240 Ferită α+perlită

Fgn 600-2 600 400 2 - 210-280

Fgn 700-2 700 450 2 - 230-300 Perlită

Fgn 800-2 800 450 2 - -



87

- tratamentul termic de maleabilizare prin care se trece de la fonta albă dură şi fragilă la fonta cenuşie cu o oarecare maleabilitate. În funcţie de structura masei metalice de bază prin tratamentul de maleabilizare rezultă trei tipuri de fonte maleabile: cu miez alb, cu miez negru şi perlitice. Fontele maleabile cu miezul alb sunt fonte a căror structură este constituită din perlită, sau perlită şi ferită în care se află grafit în cuiburi (fig. 4.18).

Ele se obţin când mediul în care se face maleabilizarea este oxidant (hematita). Aceste fonte sunt decarburate superficial, structura fiind formată din ferită α şi grafit. Datorită cantităţii mari de ferită şi mici de grafit, aceste fonte au miezul în casură de culoare albă. Grafitul se obţine numai din descompunerea cementitei libere, în timp ce perlita rămâne nedescompusă. Fontele maleabile cu miez negru sunt fonte a căror structură este formată din ferită şi carbon grafit în cuiburi (fig. 4.19). Ele se obţin prin grafitizare completă în mediu neutru (nisip), când toată cantitatea de cementită din fontă albă (liberă şi cea legată în perlită) se descompune în ferită α şi grafit. Datorită cantităţii mari de grafit, aceste fonte au în casură culoarea neagră. Fonta maleabilă neagră are duritatea mai mică decât fonta maleabilă albă, însă prezintă proprietăţi plastice superioare.

Fig. 4.19. Fontă maleabilă cu

miez negru

Fig. 4.18. Fontă maleabilă cu

miez alb

Tab. 4.10. Grupa Marca Rm min

[N/mm2] Rp0,2 min [N/mm2]

Rp0,5 min [N/mm2]

A %

HB Structura

Fonta maleabilă cu miez alb

Fma 350 360 - - 3 240 Ferită α+perlită

Fma 400 420 240 260 4 220 Fmn 300 300 - - 6 160

Fonta maleabilă cu miez negru

Fmn 320 320 - - 8 160 Ferită α

(perlită puţină)

Fmn 350 350 170 190 10 150

Fmn 370 370 190 210 12 150

Fmp 450 450 260 280 7 220

Fmp 500 500 300 320 5 240

Fonta maleabilă perlitică

Fmp 550 550 330 360 4 260

Perlită

Fmp 600 600 360 390 3 270

Fmp 650 650 390 430 3 270

Fmp 700 700 500 550 2 280



88

Fontele maleabile perlitice sunt fonte a căror structură este formată în totalitate din perlită sau alţi constituienţi rezultaţi din transformarea la răcire a austenitei (sorbita, troostita) şi din grafit în cuiburi. Dintre fontele maleabile aceasta prezintă rezistenţa mecanică cea mai mare (Rm=700 N/mm2; Rp 0,2=500 N/mm2; A=2%; HB=280). Fontele maleabile se simbolizează prin grupul de litere Fma, Fmn, Fmp, (care înseamnă fontă maleabilă albă, neagră, respectiv perlitică), urmat de un număr care reprezintă rezistenţa minimă la rupere la tracţiune, determinată pe epruvete cu diametrul de 15 mm. STAS 569-79 indică 12 mărci de fonte maleabile ale căror simboluri şi caracteristici sunt prezentate în tabelul 4.10. Din fontă maleabilă albă se execută piese mici cu formă complexă, cu masa până la un 1 kg şi cu grosimea uniformă de 3...30 mm. Fonta maleabilă neagră se foloseşte la piese mai mari, cu grosimea inegală (3...40 mm), cum sunt tambure de frână, carcase, etc. Din fonte perlitice se execută piese cu rezistenţă mecanică mare, rezistente la şocuri, pentru construcţia de maşini agricole, maşini textile, utilaje de transport etc. Tratamentul termic denumit recoacere de maleabilizare constă în încălzirea pieselor turnate din fontă albă cu 3% C (împachetate în medii oxidante - pentru fontele maleabile cu miez alb, sau medii neutre - pentru fontele maleabile cu miez negru), până la temperaturi de 910°C...1000°C şi răcirea ulterioară dirijată, conform ciclogramelor din figura 4.20. Curba de răcire a este caracteristică obţinerii prin maleabilizare a fontei cu miez alb sau a fontei maleabile perlitice, când are loc descompunerea numai a cementitei libere, perlita rămânând nedescompusă. Curba de răcire b este caracteristică obţinerii prin maleabilizare a fontelor cu miez negru, când atât cementita liberă, cât şi cementita din perlită se descompun în ferită α şi grafit. Curba c reprezintă o metodă rapidă de maleabilizare. TEST DE AUTOEVALUARE LA UNITATEA DE ÎNVĂŢARE NR. 4

1 Enumeraţi tipurile de oţeluri carbon, standardizarea acestora şi utilizǎrile lor

2 Enumeraţi tipurile de oţeluri navale, proprietǎţile acestora utilizǎrile lor.

3 Formarea, compoziţia chimicǎ, structura şi influenţa grafitului asupra proprietǎţilor fontelor cenuşii.

4 Fonte cenuşii de turnǎtorie, fonte modificate 5 Fonte modificate. Fonte maleabile.

Fig. 4.20. Ciclogramele recoacerii de

maleabilizare a fontelor



89


1. Prezentaţi tipurile de oţeluri carbon turnate în piese, oţeluri deformate plastic şi oţelurile de scule, standardizarea acestora şi utilizǎrile lor; 2. Enumeraţi tipurile de oţeluri navale, proprietǎţile acestora utilizǎrile lor 3. Formarea, compoziţia chimicǎ, structura şi influenţa grafitului asupra proprietǎţilor fontelor cenuşii 4. Fonte cenuşii de turnǎtorie, fonte modificate 5. Fonte modificate. Fonte maleabile









Documents

Smcurs1234 Ifr