134

PARTEA a III-aTRATAMENTE TERMICE APLICATE OŢELURILOR

Capitolul 9BAZELE TEORIEI TRATAMENTELOR TERMICE

9.1. Consideraţii generale

Tratamentul termic reprezintă un proces tehnologic ce constă din totalitatea operaţiilor de încălzire, menţinere şi răcire a produselor metalice, cu scopul de a modifica structura şi proprietăţile acestora în direcţia dorită.

Teoria tratamentului termic urmăreşte şi explică modificările structurale şi de proprietăţi ale materialelor metalice la acţiunea căldurii şi, de asemenea, la acţiunea căldurii combinată cu acţiuni chimice, de deformare plastică, magnetice şi altele.

Tratamentul termic reprezintă una din cele mai răspândite metode din tehnica actuală de obţinere a anumitor proprietăţi pentru diferite materiale metalice. Tratamentul termic se utilizează fie ca o operaţie intermediară pentru îmbunătăţirea prelucrabilităţii prin presiune, tăiere etc, fie ca o operaţie finală în vederea obţinerii în aliajul metalic a unui complex de proprietăţi mecanice, fizice şi chimice care asigură caracteristicile de exploatare impuse produsului.

Deoarece factorii principali ai oricărui tratament termic sunt temperatura şi timpul, orice proces de tratament termic poate fi descris printr-un grafic ce arată variaţia temperaturii cu timpul (figura 106). Viteza constantă de încălzire sau răcire apare în grafic ca o linie dreaptă cu un anumit unghi de înclinare, care caracterizează valoarea vitezei de încălzire sau răcire (, ). Durata generală de tratament termic a materialului metalic constă din timpul propriu-zis de încălzire până la temperatura dată (1), timpul de menţinere la această temperatură (1 - 2) şi timpul de răcire până la temperatura camerei (3 - 2).

Figura 106 – Graficul unui tratament termic pentru un material metalic

În urma tratamentelor termice, în aliaje au loc modificări structurale. Astfel, după tratament termic aliajele se pot afla în stare de echilibru (stabilă) sau de ne-echilibru (metastabilă). La răcirea pieselor odată cu cuptorul, în material au loc procese de recristalizare şi, legate de acestea, procese de difuziune care aduc materialul într-o stare apropiată de starea de echilibru. La răcirea în aer, în aliaj au loc procese apropiate de echilibru. La o răcire rapidă (în apă, ulei, băi de săruri) în aliaj sunt inhibate procesele de difuziune şi de asemenea orice transformări structurale legate de difuziune, drept pentru care aliajul se va afla într-o stare metastabilă.

9.2. Clasificarea tipurilor de tratamente termice în oţeluri

Clasificarea tratamentelor termice, care este la ora actuală în vigoare, elaborată de A. A. Bocivar, este stabilită de tipurile de transformări fazice şi structurale din aliaj (vezi figura 107). Aceasta cuprinde toate tipurile posibile de tratamente termice pentru aliaje feroase sau neferoase.

135

Figura 107 – Schema clasificării principalelor tipuri de tratamente termice ale aliajelor metalice

Tratamentele termice se împart în trei mari grupe:

tratament termic propriu-zis (TT) – presupune numai acţiunea termică asupra materialului metalic; Acesta include recoacerea de ordinul I, recoacerea de ordinul II, călirea fără transformare polimorfă, călirea cu transformare polimorfă, revenirea şi îmbătrânirea. Aceste tipuri de tratamente termice se referă la oţeluri, metale şi aliaje neferoase.

tratament termo-mecanic (TTM) – presupune combinarea acţiunii termice cu deformarea plastică; Acestea se împart în:

- TTM pentru aliaje ce se supun îmbătrânirii; Acestea includ: TTM de temperatură scăzută (TTMTS), TTM de temperatură înaltă (TTMTI), TTM preliminar şi TTM combinat de temperatură joasă şi ridicată.

- TTM pentru oţeluri ce se călesc la martensită; Acestea includ: TTM de temperatură scăzută (TTMTS), TTM de temperatură înaltă (TTMTI), TTMI izotermic, TTM cu deformare în timpul transformării perlitice, TTM preliminar

136

tratament termo-chimic (TTC) – presupune combinarea acţiunii termice cu acţiunea chimică; Se împarte în următoarele trei grupe:

- îmbogăţire difuzivă cu nemetale – cuprinde: cementare, nitrurare, cianurare (nitro-cementare), borizare, oxidare.

- îmbogăţire difuzivă cu metale – cuprinde: alitare, cromizare, silicizare, îmbogăţire cu alte metale.

- eliminare difuzivă a elementelor – cuprinde: dehidrogenare, decarburare.

Tratamentul termic, numit recoacere, constă în încălzirea materialului metalic ce se află într-o stare în afară de echilibru, cu scopul de a-l aduce într-o stare cât mai aproape de echilibru. Răcirea după recoacere este foarte lentă şi se face cu cuptorul.

Încălzirea pentru recoacere se poate face la temperaturi mai mari sau mai mici decât temperaturile de transformare fazică, în funcţie de scopul recoacerii.

Recoacerea, pentru care încălzirea şi menţinerea aliajului metalic se face cu scopul de a-l aduce într-o stare cât mai aproape de echilibru pe baza îndepărtării neomogenităţilor chimice, eliminării tensiunilor interne şi recristalizării, se numeşte recoacere de ordinul I. Aplicarea acestui tip de tratament termic nu presupune transformări fazice. Acesta se poate aplica oricărui tip de aliaj şi metal.

În funcţie de scopul propus, recoacerea de ordinul I poate fi:- recoacere de omogenizare – scopul principal al acestui tratament termic este acela de a elimina

segregaţiile interdendritice (neomogenităţi chimice);- recoacere de recristalizare – este tratamentul termic aplicat unui aliaj deformat plastic cu scopul

de a-l recristaliza;- recoacere de detensionare – este tratamentul termic prin care principalul proces este acela de a

elimina total sau parţial tensiunile interne;

Recoacerea, pentru care încălzirea se efectuează la temperaturi superioare temperaturilor de transformare fazică, cu răcire lentă ulterioară pentru obţinerea unei structuri de echilibru, se numeşte recoacere de ordinul II.

Dacă după încălzirea la temperaturi mai mari decât cele de transformare fazică, răcirea nu se face cu cuptorul ci în aer, atunci recoacerea se numeşte normalizare, care reprezintă o treaptă intermediară între recoacere şi călire.

Călirea este reprezentată de două tipuri: călirea fără transformare polimorfă şi călirea cu transformare polimorfă.

- călirea fără transformare polimorfă – constă în încălzirea metalului sau aliajului până la temperatura de dizolvare a fazei secundare în exces, menţinerea la această temperatură cu scopul obţinerii unei soluţii solide suprasaturate omogene şi răcirea rapidă a acesteia pentru obţinerea aceleiaşi soluţii solide suprasaturate la temperatura camerei. Ca urmare, se obţine o structură metastabilă. Acest tip de călire se aplică aliajelor Al – Cu (duraluminuri).

- călirea cu transformare polimorfă - constă în încălzirea metalului sau aliajului mai sus de temperatura de transformare fazică cu răcire rapidă ulterioară pentru obţinerea unei structuri metastabile. Acest tip de călire se aplică aliajelor Fe-C (oţelurilor). După călire, în oţel se formează o soluţie solidă suprasaturată de carbon în Fe , numită martensită.

Starea de aliaj călit se caracterizează prin instabilitate structurală. Procesele ce apropie această structură de starea de echilibru se pot desfăşura şi la temperatura camerei şi se accelerează puternic la încălzire.

Tratamentul termic ce constă dintr-o încălzire a aliajului călit la temperaturi inferioare celor de transformare fazică (sub Ac1), cu scopul de a aduce structura la o stare cât mai apropiată de cea de echilibru, se numeşte revenire. Revenirea reprezintă operaţia ce se aplică după călirea oţelurilor (călire cu transformare polimorfă).

Între revenire şi recoacerea de ordinul I există multe similarităţi. Diferenţa constă doar în aceea că revenirea este o operaţie secundară ce se aplică după călire.

137

Revenirea de la sine, ce are loc după călirea fără transformare polimorfă ca urmare a unei menţineri de lungă durată la temperatura camerei, sau revenirea la încălziri foarte uşoare, se numeşte îmbătrânire.

Pentru urmărirea mai comodă a diferitelor tratamente termice ale aliajelor Fe-C (oţeluri, fonte) se utilizează următoarele notaţii pentru punctele critice ale acestor aliaje (vezi figura 108).

Figura 108 – Notarea punctelor critice pentru oţeluri

Punctele critice A1 corespund liniei PSK (727 C). Punctele critice A2 se găsesc pe linia MO (768 C). Punctele critice A3 se găsesc pe linia GS, iar punctele critice Acem pe linia SE.

Ca urmare a histerezisului termic, transformările la încălzire sau răcire au loc la temperaturi diferite. De aceea, pentru notarea punctelor critice se utilizează în plus litera „c” la încălzire şi litera „r” la răcire (de exemplu Ac1, Ac3, Ar1, Ar3 ).

9.3. Transformările structurale în oţeluri la încălzire. Formarea austenitei

La încălzirea oţelului mai sus de punctele critice în domeniul austenitic, structura iniţială este formată din ferită şi cementită, adică perlită. Transformarea perlitei în austenită conform diagramei Fe-C are loc doar la încălziri foarte lente. În condiţii reale de încălzire pentru tratament termic, transformarea perlitei în austenită este întârziată, având loc o supraîncălzire. Viteza de transformare depinde de gradul de supraîncălzire. Cu cât este mai mare temperatura, cu atât gradul de supraîncălzire este mai mare şi cu atât mai repede se desfăşoară transformarea. Cinetica de transformare poate fi urmărită pe diagrama de transformare izotermă a perlitei în austenită pentru un oţel eutectoid (figura 109).

Figura 109 – Diagrama de transformare izotermă a perlitei în austenită pentru un oţel eutectoid: a’, a’’ – punctele de început de transformare cu vitezele V1, V2; b’, b’’ – punctele de sfârşit de transformare cu vitezele V1, V2 (V1 V2)

138

Pentru o temperatură suficient de ridicată, datorită mobilităţii ridicate a atomilor, transformarea are loc practice instantaneu, de aceea curbele de început şi de sfârşit de transformare se unesc şi coincid cu axa de coordonate. La o supraîncălzire foarte mică deasupra lui A1, transformarea decurge foarte lent, mergând practice la infinit. În acest caz, curbele de început şi de sfârşit de transformare de asemenea se unesc şi tind asimptotic spre linia A1. Suprapunerea curbelor la începutul şi la sfârşitul transformării într-un singur punct corespunde unei transformări de echilibru după diagrama Fe-C.

Transformarea perlitei în austenită are loc în conformitate cu regulile generale de transformare fazică în stare solidă. În primul rând, forţa motrice a transformării reprezintă tendinţa sistemului de a atinge energia liberă minimă (figura 110). În al doilea rând, cinetica transformărilor fazice este stabilită de doi factori – viteza de germinare a centrilor de transformare (germeni de austenită) şi viteza liniară de creştere a acestor germeni (grăunţii de austenită) (figura 111).

Figura 110 – Dependenţa de temperatură a variaţiei energiei libere a austenitei şi perliteiFigura 111 – Schema variaţiilor structurale a unui oţel eutectoid la încălzire: a – structura perlitică

iniţială; b – perlita cu germeni de austenită–începutul transformării P A; c – austenita cu urme de cementită – sfârşitul transformării polimorfe (Fe Fe) şi dizolvarea cementitei; d – austenită omogenă – perioada de omogenizare a austenitei.

Germenii noii faze – austenita – se formează pe suprafeţele interfazice dintre ferită şi cementită. Trecerea perlitei în austenită constă din două procese elementare: transformarea polimorfă Fe Fe şi dizolvarea în fierul a carbonului din cementită. Dizolvarea cementitei întârzie în comparaţie cu transformarea polimorfă. De aceea, după transformarea feritei în austenită este necesar un timp suplimentar pentru înlăturarea neomogenităţilor austenitei – perioada de omogenizare a austenitei.

Viteza de formare a austenitei depinde de diferenţa dintre energia liberă a austenitei şi cea a perlitei şi de viteza de difuziune a atomilor de carbon, toate acestea necesare pentru formarea austenitei omogene.

În oţelurile hipoeutectoide şi hipereutectoide, formarea austenitei la încălzire decurge după altă schemă (figura 112).

În oţelurile hipoeutectoide, la temperaturi mai mari de A1 structura este formată din austenită şi ferită, iar în cele hipereutectoide – din austenită şi cementită. Pe măsura încălzirii până la Ac3 (Acem) are loc dizolvarea treptată a feritei libere, sau a cementitei, în austenită. Oţelurile hipo sau hipereutectoide capătă structură monofazică austenitică numai după încălzirea peste Ac3 (Acem).

Dimensiunea grăuntelui de austenită reprezintă o caracteristică importantă a oţelului încălzit. De dimensiunea grăuntelui de austenită depinde comportarea oţelului în diferite procese de tratament termo-chimic şi de asemenea proprietăţile mecanice ale produsului finit. Foarte sensibilă la dimensiunea grăuntelui de austenită este rezilienţa, care scade semnificativ odată cu creşterea grăuntelui de austenită.

Pe suprafaţa de separare dintre ferită şi cementită, la încălzirea peste Ac1 (Ac3, Acem), se formează un număr mare de centri de transformare – germeni de austenită, iar spre sfârşitul transformării grăunţii de austenită se obţin fini. Aceşti grăunţi se numesc grăunţi ereditari. Prin încălzirea ulterioară, aceşti grăunţi de austenită cresc, oţelurile manifestând tendinţe diferite la creşterea grăunţilor de austenită. Astfel, se disting două categorii de oţeluri (figura 113):

139

- oţeluri cu grăunte ereditar fin – chiar şi pentru supraîncălziri considerabile, grăuntele rămâne fin- oţeluri cu grăunte ereditar mare – la supraîncălziri mici puţin mai sus de Ac1 (Ac3, Acem) grăunţii

cresc rapid

Figura 112 – Schema diagramei de formare izotermă a austenitei în oţeluri hipoeutectoide: 1 –dispariţia incluziunilor feritice din perlită; 2 – dispariţia cementitei; 3 – încheierea omogenizării austenitei în locul coloniilor de perlită dispărute; 4 – dispariţia feritei libere; 4’ – încetarea transformării feritei libere în austenită mai jos de temperatura A3; 5 – încheierea omogenizării austenitei.

Figura 113 – Schema de variaţie a dimensiunii de grăunte în funcţie de temperatura de încălzire a oţelului: a - oţeluri cu grăunte ereditar fin, b - oţeluri cu grăunte ereditar mare

Tendinţa de creştere a grăuntelui de austenită din oţel depinde, pe de o parte, de conţinutul de elemente de aliere. Astfel, toate elementele de aliere (cu excepţia Mn) frânează creşterea grăuntelui de austenită. Acţiunea cea mai puternică o au V, Ti, Al şi Zn, o frânare medie o au W, Mo şi Cr, iar o frânare slabă o au Ni şi Si. Mecanismul principal al acestei frânări îl reprezintă formarea de carburi şi oxizi greu dizolvabili în austenită, care reprezintă adevărate bariere pentru creşterea de grăunte.

140

Pe de altă parte, tendinţa de creştere a grăuntelui de austenită depinde puternic de calitatea sa metalurgică, de tehnologia de elaborare şi de regimul de dezoxidare, deoarece acestea determină în oţel existenţa în diferite cantităţi a incluziunilor fine de carburi, sulfuri şi nitruri, care frânează creşterea de grăunte.

Pentru determinarea tendinţei oţelului la creşterea de grăunte, se utilizează o metodă standard ce constă în următoarele. Oţelul hipoeutectoid se încălzeşte până la 930 C timp de 8 ore după care se răceşte lent. Dimensiunea de grăunte se stabileşte după reţeaua de carburi ce înconjoară grăunţii de austenită. Oţelul hipereutectoid este încălzit până la 930 C, menţinut timp de 3 ore şi răcit lent. Dimensiunea de grăunte se stabileşte după reţeaua de carburi secundare ce înconjoară grăunţii de austenită. O altă metodă constă într-o încălzire pentru oxidare a probei timp de 3 ore la 930 C. Dimensiunea de grăunte se stabileşte după reţeaua de oxizi ce înconjoară grăunţii de austenită.

În funcţie de tendinţa de creştere a grăuntelui depinde procesul tehnologic de deformare la cald şi de tratament termic. Oţelurile cu grăunte ereditar mic au un interval larg de temperaturi de călire; laminarea şi forjarea acestora pot începe şi la temperaturi mai ridicate.

Oţelurile cu grăunte ereditar mic, la încălzirea lor până la temperaturi relativ ridicate – cu 100-150C mai mult decât Ac1 (Ac3, Acem) – pot avea un grăunte de austenită mai mare decât au oţelurile cu grăunte ereditar mare la 930 C. De aceea s-a introdus noţiunea de „dimensiune reală de grăunte” care reprezintă mărimea de grăunte la temperatura camerei, obţinută ca rezultat al unui tratament termic. Dimensiunea grăuntelui real este de obicei cu atât mai mare cu cât este mai mare dimensiunea grăuntelui ereditar de austenită (vezi figura 113).

Încălzirea oţelului la temperaturi mult mai mari decât Ac3 duce la o supraîncălzire a metalului ca urmare formându-se un grăunte real de austenită mare. Supraîncălzirea poate fi reparată printr-o a doua încălzire la o temperatură mult scăzută. Dacă încălzirea se efectuează la o temperatură mai mare decât supraîncălzirea şi metalul este menţinut timp îndelungat la această temperatură într-o atmosferă oxidantă a cuptorului, atunci poate apare un defect de nereparat – arderea oţelului. Aceasta este însoţită de oxidare şi topire parţială a limitelor de grăunte, fiind urmată de rupere fragilă.

Mărimea grăuntelui real al unui oţel are o influenţă puternică asupra rezilienţei oţelului, mai ales la temperaturi scăzute.

Mărimea grăuntelui de austenită se determină prin STAS prin compararea microstructurilor oţelului la o mărire de 100:1 cu probe etalon (figura 114).

Dimensiunea de grăunte se apreciază prin puncte. Punctajul este direct proporţional cu numărul de grăunţi ce revin la 1 mm2 de probă şi este invers proporţional cu diametrul mediu de grăunte.

Figura 114 – Scala etalon a punctajelor pentru aprecierea dimensiunii de grăunte în oţel

141

9.4. Transformarea prin difuziune a austenitei la răcirea oţelului. Diagrama izotermă de transformare a austenitei

Principala transformare, ce are loc în timpul răcirii la recoacerea unui oţel eutectoid, este descompunerea austenitei, la o temperatură sub punctul A1 (727 C), într-un amestec de ferită şi cementită. La o viteză de răcire, ce asigură desfăşurarea integrală a proceselor de difuziune şi deci obţinerea unei stări de echilibru, în structură, conform diagramei Fe-C, se obţine perlită.

În conformitate cu regulile generale de desfăşurare a transformărilor în stare solidă, procesul de transformare difuzivă a austenitei în perlită este determinat de diferenţa de energie liberă a austenitei şi a produşilor săi de descompunere – F cem – iar cinetica de descompunere prin numărul de centri de transformare formaţi şi a intensităţii creşterii acestora.

Perlita creşte din aceşti centrii – germeni, sub formă de colonii (figura 115). Ca germen al coloniei de perlită poate fi cementita (figura 115, a) sau ferita, a căror germinare se face la limita grăunţilor de austenită. Prin îngroşarea plachetei de cementită, în zona imediat adiacentă acesteia austenita va fi mai săracă în carbon, creandu-se astfel condiţiile favorabile de formare, printr-o transformare polimorfă , a plachetelor de ferită lipite de plăcile de cementită (figura 115, b). Creşterea coloniei de perlită se produce atât lateral, cât şi longitudinal.

Figura 115 – Schema de germinare şi creştere a coloniilor de perlită

Cinetica transformării eutectoide a austenitei în perlită se reprezintă prin curbe în formă de „C”, într-o diagramă de transformare izotermă a austenitei. Diagrama în formă de „C” se obţine în felul următor: Probele, încălzite cu 30-50 C mai sus de Ac1, care au o structură de austenită omogenă, sunt transferate într-un termostat cu temperatura dată. Ţinând seama de faptul că austenita este paramagnetică, iar amestecul de ferită şi cementită este feromagnetic, prin urmărirea variaţiei caracteristicilor magnetice ale probelor, se poate aprecia cinetica de transformare a austenitei în perlită la diferite temperaturi.

În figura 116 sunt indicate curbele cinetice de descompunere izotermă a austenitei, obţinute pentru temperaturile t1 t2 t3 t4 t5 t6. Evoluţia curbelor arată că iniţial procesul de descompunere este lent, ulterior viteza acestuia creşte atingând un maxim pentru 50 % produs de reacţie (perlită), iar pe măsura scăderii cantităţii de austenită rămasă, procesul se diminuează lent. Punctele a1, a2, a3, a4, a5, a6

corespund începutului, iar punctele b1, b2, b3, b4, b5, b6 corespund sfârşitului transformării. Transformând coordonatele după curbele cinetice experimentale obţinute, se construiesc diagramele

de transformare izotermă a austenitei. Pentru aceasta, pe liniile de temperatura t1, t2, t3, t4, t5, t6, punctate orizontal, corespunzătoare menţinerilor izoterme, se trasează punctele de început (a) şi de sfârşit (b) de transformare. Atunci curba a1 – a6 reprezintă curba de început, iar curba b1 – b6 - de sfârşit a transformării (figura 116, b).

142

Figura 116 – Curbele cinetice de transformare a austenitei în perlită (a) şi de construire pe baza acestora a diagramei de transformare izotermă a austenitei (b)

În figura 117 este indicată diagrama de transformare izotermă a austenitei pentru un oţel eutectoid (0,8 %C). Liniile orizontale Ms şi Mf arată temperaturile de început şi de sfârşit a transformării martensitice fără difuziune.

Diagrama de transformare izotermă reprezintă un cumul de rezultate al multiplelor date obţinute în urma cercetărilor transformării austenitei la temperaturi constante. Aceste diagrame se numesc „diagrame în C”, după asemănarea cu litera C, sau, denumire cea mai uzitată, diagrame TTT (Temperatură – Timp –Transformare).

Figura 117 – Diagrama transformării izoterme a austenitei pentru un oţel eutectoid

În această diagramă se pot delimita următoarele zone: 1) domeniul austenitei stabile (pentru oţeluri ce conţin 0,8%C, mai sus de Ac1)2) domeniul austenitei subrăcite3) domeniul de început, dar nu şi de sfârşit al transformării A P4) domeniul transformării încheiate A P5) domeniul de început, dar nu şi de sfârşit al transformării martensitice (între Ms – Mf)6) domeniul martensitic (sub Mf)

143

Domeniul dispus la stânga curbei de început de descompunere a austenitei (zona austenitei subrăcite) defineşte lungimea perioadei de incubaţie, ce caracterizează stabilitatea austenitei subrăcite. Odată cu creşterea subrăcirii, stabilitatea sa scade rapid, atingând un minim (pentru un oţel eutectoid în jur de 550 C), ca apoi să crească din nou.

În funcţie de gradul de subrăcire al austenitei, se deosebesc trei domenii de temperatură a transformării:

- domeniul perlitic (subrăcire până la 500 C)- domeniul martensitic (subrăcire sub Ms – pentru un oţel eutectoid sub 240 C)- domeniul transformării intermediare (bainitice) – subrăcire pentru un oţel eutectoid în intervalul

dintre 500 şi 240 CVom urmări, în cele ce urmează, structurile ce se formează la transformarea prin difuziune a

austenitei.La temperatura de 650 – 700 C se formează perlita. La transformarea perlitică, faza conducătoare

este cementita. Ca urmare a formării lamelelor de cementită, zonele învecinate austenitei sunt sărace în carbon, ceea ce duce la formarea lamelelor de ferită.

Odată cu creşterea subrăcirii, creşte cantitatea de germeni de fază nouă. Evident că, odată cu creşterea numărului de lamele alternante de ferită şi cementită, scade dimensiunea acestora şi distanţa dintre ele (figura 118). Cu alte cuvinte, odată cu scăderea temperaturii creşte dispersia produşilor de transformare ai austenitei. Prin dispersie se înţelege distanţa dintre lamelele vecine de ferită şi cementită. La temperaturi de 600-650 C se formează sorbita, iar la 550-600 C troostita.

Figura 118 – Schema structurilor din ferită şi cementită: a – perlită; b – sorbită; c – troostită;

Perlita, sorbita şi troostita reprezintă structuri de aceeaşi natură – amestecuri mecanice de ferită şi cementită şi se disting între ele doar prin gradul de dispersie. Cu creşterea gradului de dispersie a lamelelor de cementită, creşte duritatea şi rezistenţa oţelului. Plasticitatea cea mai ridicată o au oţelurile cu structură sorbitică. Troostita, care se formează la temperaturi mai scăzute de transformare, se caracterizează printr-o plasticitate mult mai scăzută (valori ale lui şi mai mici). Perlita, sorbita şi troostita se numesc structuri perlitice.

Structurile perlitice, în funcţie de forma cementitei, pot fi lamelare sau globulare. Structurile lamelare se formează la transformarea austenitei omogene, iar cele globulare – la transformarea austenitei neomogene. În primul caz, încălzirea oţelurilor hipoeutectoide trebuie efectuată mai sus de Ac3 , iar a celor hipereutectoide – mai sus de Acem. Aceleaşi temperaturi sunt valabile şi pentru structurile globulare.

Astfel, dispersia structurilor perlitice se determină prin gradul de subrăcire, iar forma cementitei –prin omogenitatea austenitei iniţiale.

Dar, spre deosebire de oţelurile eutectoide, în oţelurile hipoeutectoide şi hipereutectoide, în intervalul de temperaturi A1 – A3, se formează mai întâi faza secundară – ferita sau cementita secundară (în oţelurile hipoeutectoide şi respectiv în cele hipereutectoide). În această situaţie, în diagrama de

144

descompunere izotermă a austenitei a acestor oţeluri, va apare o curbă suplimentară ce caracterizează începutul formării fazelor secundare corespunzătoare (vezi figura 119).

Figura 119 – Schema diagramei de transformare izotermă a austenitei subrăcite: a – oţel hipoeutectoid; b – oţel eutectoid; c – oţel hipereutectoid

9.5. Transformarea martensitică

La grade mari de subrăcire creşte instabilitatea termodinamică a austenitei, iar viteza de difuziune a carbonului scade brusc. La subrăcirea austenitei într-un oţel eutectoid până la 240C, mobilitatea atomilor de carbon este apropiată de zero având loc transformarea fără difuziune a austenitei. Astfel, se modifică doar tipul de reţea cristalină , iar întreaga cantitate de carbon dizolvată anterior integral în reţeaua austenitei, rămâne în reţeaua feritei chiar dacă concentraţia de echilibru a carbonului în ferită nu depăşeşte 0,006% la temperatura camerei. Drept urmare, se formează o soluţie solidă suprasaturată interstiţială de carbon în Fe , care se numeşte martensită. Din cauza suprasaturării în carbon, reţeaua martensitei este puternic deformată şi în loc de cubică capătă o formă tetragonală în care raportul perioadelor reţelei diferă puternic de valoarea 1, adică c / a 1. Cu cât este mai mare cantitatea de carbon cu atât gradul de tetragonalitate al martensitei este mai mare (vezi figura 120).

Figura 120 – Celula cristalină tetragonală a martensitei

Martensita are o duritate foarte mare ( 65 HRC) şi în acelaşi timp fragilitate. Duritatea mare a martensitei apare ca urmare a deformării reţelei cristaline şi deci a tensionării puternice a acesteia datorită carbonului dizolvat şi a ecruisării. Aceasta din urmă se datorează creşterii de volum la transformarea austenitei în martensită, având ca urmare o creştere a densităţii de dislocaţii în martensită la nivelul unui oţel deformat plastic la rece, adică de 1010 – 1012 cm-2.

145

Viteza de formare a cristalelor de martensită este foarte mare, atingând 1000 m/s. Plachetele de martensită cresc până la limita grăuntelui de austenită sau până la un defect structural oarecare din oţel. Următoarele plachete de martensită care se formează sunt dispuse sub un unghi de 60, 120 faţă de primele.

Viteza mare de formare a cristalelor de martensită se explică prin faptul că are loc o trecere continuă de la reţeaua austenitei la cea a martensitei. Trecerea aceasta este practic instantanee (viteza este de 3 ori mai mare decât viteza sunetului), atomii se deplasează simultan şi coordonat pe distanţe mai mici decât cele interatomice. Se păstrează planele comune, de joncţiune dintre reţelele şi , aşa numitele interfeţe coerente. Transformarea coerentă asigură deplasarea atomilor, la trecerea dintr-un tip de reţea în altul, doar pe distanţe foarte mici. De aceea reţeaua cristalină a noii faze – martensita – are o anumită orientare faţă de faza iniţială – austenita. Tensiunile coerente şi diferenţa de volum dintre cele două faze (austenită şi martensită) reprezintă cauza pentru care transformarea martensitică duce la apariţia unor puternice tensiuni interne.

Transformarea martensitică se desfăşoară în intervalul de temperaturi Ms şi Mf – temperatura de început şi respectiv de sfârşit a transformării martensitice. Pentru un oţel eutectoid, transformarea începe la 240C şi se termină la -50C. Dar, la această temperatură în oţel este posibil să rămână încă o anumită cantitate de austenită netransformată, reziduală. Răcirea sub temperatura Mf nu duce la transformarea integrală a acesteia. Poziţia punctelor Ms şi Mf nu depinde de viteza de răcire, ci de conţinutul de carbon din oţel (figura 121).

Toate elementele de aliere dizolvate în austenită, cu excepţia cobaltului şi aluminiului, coboară temperaturile Ms şi Mf.

Figura 121 – Influenţa conţinutului de carbon din oţel asupra temperaturilor de transformare martensitică Ms şi Mf

Transformarea martensitică este foarte sensibilă la tensiuni, deformarea austenitei putând provoca transformarea în martensită chiar şi la temperaturi mai mari decât Ms (se formează martensita de deformare).

Cristalele de martensită, în funcţie de compoziţia oţelului şi ca urmare în funcţie de temperatura de formare, pot avea diferite morfologii şi substructuri. Se disting, astfel, două tipuri de martensită (figura 122):

- martensita în plachete (aciculară)- martensita stratificată (în şipci)Martensita aciculară se formează în oţeluri cu conţinut de carbon ridicat, pentru care temperaturile

Ms şi Mf sunt scăzute (figura 122, a). În acest caz, cristalele de martensită conţin în zona mediană o mare cantitate de macle, ce formează o zonă puternic atacabilă cu reactiv chimic la pregătirea metalografică, zonă denumită „midrib”. Cristalele au o formă de plachete, care în suprafaţa de examinare metalografică sunt aciculare.

146

Figura 122 – Schema de formare a martensitei aciculare (a) şi în şipci (b)

Martensita în şipci se formează pentru oţeluri cu conţinut de carbon scăzut sau mediu şi, de asemenea, pentru oţelurile aliate pentru construcţii. În acest caz, cristalele de martensită au o formă de şipci foarte subţiri, alungite pe o singură direcţie (figura 122, b) şi stratificate în pachete. Structura fină a martensitei în şipci conţine o densitate mare de dislocaţii (1010 – 1012 cm-2) în lipsa totală a maclelor. În oţelurile aliate, în interiorul pachetelor, între cristalele în şipci de martensită, se păstrează, de regulă, straturi de austenită reziduală (figura 122, b).

Dimensiunile cristalelor de martensită, indiferent de morfologie, se determină în funcţie de dimensiunea grăuntelui iniţial de austenită. Cu cât aceştia din urmă sunt mai mari, cu atât mai mari vor fi cristalele de martensită. Prima plachetă de martensită are lungimea corespunzătoare întregii dimensiuni a grăuntelui de austenită în care se formează. Cristalele, care se formează ulterior la temperaturi mai scăzute vor avea lungimi mai mici (fig. 122, a).

Dacă un oţel eutectoid este răcit doar până la temperatura camerei, în structura acestuia va apare pe lângă martensită şi austenită reziduală. Apariţia acesteia este nedorită, deoarece provoacă o neomogenitate a proprietăţilor în secţiunea pieselor. Martensita are un volum specific mai mare decât alte structuri, iar austenita mai mic. De aceea, la trecerea de la austenită la martensită, volumul şi dimensiunile materialului metalic cresc. O particularitate foarte importantă a transformării martensitice este aceea căaceasta se produce doar la o răcire continuă. Întreruperea răcirii la o temperatură mai mare decât Mf duce la stabilizarea austenitei. Austenita devine mult mai stabilă. La răcirea ulterioară a acesteia, transformarea ei este îngreunată şi decurge cu o intensitate mult mai mică. Efectul de stabilizare a austenitei depinde de temperatura de menţinere (de întrerupere a răcirii) la răcire.

În concluzie, caracteristicile principale ale transformării martensitice sunt:- transformarea se produce fără difuziune- cristalele care se formează sunt dispuse după o anumită orientare cristalografică- transformarea se produce la răcire continuă în intervalul de temperaturi Ms şi Mf

Principala caracteristică a martensitei este duritatea şi rezistenţa mecanică mare, care cresc odată cu creşterea conţinutului de carbon în oţel. Rezistenţa mecanică temporară a martensitei cu carbon scăzut (0,025 %C) este de 1000 MPa, iar pentru martensita cu 0,6 – 0,7 %C este de 2600 – 2700 MPa. Dar, cu creşterea conţinutului de carbon din martensită, creşte şi susceptibilitatea de rupere fragilă. Martensita, ce conţine mai mult de 0,35 – 0,4 %C, are o rezistenţă scăzută la formarea şi propagarea fisurilor, şi de asemenea valori scăzute ale rezilienţei K1c.

Creşterea volumului specific la formarea martensitei reprezintă una din principalele cauze de apariţie la călire a tensiunilor interne mari ce provoacă deformări ale piesei şi apariţia de fisuri de călire.

9.6. Transformarea intermediară (bainitică) a austenitei

Transformarea bainitică a austenitei se desfăşoară în domeniul de temperaturi cuprins între transformarea perlitică şi cea martensitică. Cinetica acestei transformări şi structura care se obţine împrumută caracteristici din ambele tipuri de transformări: prin difuziune – cea perlitică, şi fără difuziune – cea martensitică. Aceste caracteristici sunt:

- redistribuirea prin difuziune a carbonului din austenită în produşii de transformare a acesteia;

147

- transformarea martensitică fără difuziune În urma transformării bainitice se formează un amestec de ferită şi carburi care se numeşte bainită.Cristalele de fază se formează în intervalul intermediar de temperaturi, printr-o creştere coerentă a

legăturii interfazice cu faza iniţială , adică asemănător creşterii cristalelor de martensită la transformarea martensitică. Dar, spre deosebire de aceasta, unde creşterea cristalelor este instantanee, la transformarea bainitică cristalele de fază cresc relativ lent, similar cu viteza de separare prin difuzie a atomilor de carbon din austenită la formarea fazei . Aceasta se explică prin faptul că, în intervalul de temperaturi intermediare, faza se poate transforma din faza săracă în carbon (vezi figura 123).

Carburile din bainită nu au formă de lamele ca în perlită. Particulele de carburi din bainită sunt disperse, putând fi vizibile numai la microscopul electronic.

Se disting două tipuri de bainită ce se formează în zona superioară şi respectiv inferioară a intervalului intermediar de temperaturi (limita convenţională dintre acestea este 350 C):

- bainita superioară cu morfologie „în fulgi”- bainita inferioară cu morfologie aciculară asemănătoare celei martensiticeBainita superioară se distinge de cea inferioară prin caracterul distribuţiei acesteia şi prin

compoziţia carburilor. Analiza de microscopie electronică a arătat că în bainita superioară particulele de carburi sunt dispuse între lamelele de ferită, iar în bainita inferioară sunt dispuse doar în interiorul lamelelor de ferită.

Carburile din bainita superioară sunt cementite, iar cele din bainita inferioară sunt carburi care sunt înlocuite de cementită la creşterea timpului de menţinere (la fel ca în cazul revenirii oţelului).

Bainita este mai rezistentă decât perlita, proprietăţile de rezistenţă fiind cu atât mai mari cu cât temperatura de transformare izotermă este mai scăzută. Rezistenţa ridicată a bainitei se explică prin dimensiunile mici ale cristalelor de ferită, prin dispunerea dispersă a carburilor, prin distorsionarea reţelei fierului în legătură cu suprasaturarea ei în carbon şi, de asemenea, prin densitatea mare de dislocaţii din ferită, dislocaţii întărite de „atmosferele Cottrell” de atomi de carbon.

Figura 123 – Schema transformării bainitice

148

Plasticitatea la trecerea din zona perlitică în cea bainitică (bainita superioară) scade, iar cu scăderea temperaturii creşte din nou (bainita inferioară). Scăderea plasticităţii în zona bainitei superioare este legată de formarea unor carburi grosolane preponderent la limita cristalelor de ferită. În bainita inferioară particulele de carburi sunt dispuse în interiorul cristalelor de ferită şi de aceea tenacitatea este ridicată.

9.7. Transformarea izotermă a austenitei în oţelurile aliate

Diagramele din figurile 117 şi 119 de transformare izotermă a austenitei sunt valabile atât pentru oţeluri carbon, cât şi pentru oţeluri aliate ce nu conţin elemente carburigene. Pentru oţelurile aliate cu elemente carburigene , pe diagrama izotermă apar nu unul, ci două minime de stabilitate a austenitei subrăcite, dispuse în zona perlitică şi respectiv bainitică (figura 124). Ambele transformări sunt separate de o zonă de austenită stabilă.

Figura 124 – Diagramele de transformare izotermă a austenitei în oţelul aliat cu elemente carburigene (numerele din dreptul curbelor arată gradul de transformare): a – conţinut de carbon scăzut sau mediu; b – conţinut ridicat de carbon;

În diagramele de transformare izotermă a austenitei în cazul oţelurilor hipo sau hipereutectoide apare ca şi în cazul oţelurilor carbon o linie suplimentară corespunzătoare începutului formării feritei sau carburilor aliate în exces.

În oţelurile aliate cu elemente carburigene, transformarea perlitică se reduce la transformarea polimorfă şi la redistribuirea prin difuziune a carbonului şi a elementelor de aliere. Ca urmare, se obţine o perlită aliată (ferită aliată cementită aliată).

Caracteristica transformării bainitice în aceste oţeluri constă în faptul că o parte din austenita subrăcită la menţinerea izotermă nu se descompune integral şi poate să se transforme parţial în martensită la scăderea ulterioară a temperaturii. Ca urmare, la descompunerea austenitei în oţeluri aliate, aceasta

149

poate să se transforme într-o structură formată din bainită, o oarecare cantitate de martensită şi austenită reziduală.

Toate elementele de aliere (cu excepţia cobaltului) cresc stabilitatea austenitei subrăcite atât în zona perlitică cât şi în cea bainitică. Acest fenomen se manifestă în dreapta curbelor de început şi de sfârşit de transformare a austenitei, în zona timpilor de menţinere mai mari. Cauza stabilităţii ridicate a austenitei în zona perlitică se explică prin faptul că, pentru formarea amestecului de ferită şi carburi într-un oţel aliat, este necesară o redistribuire prin difuziune nu numai a atomilor de carbon, ci şi a elementelor de aliere, pentru formarea de ferită aliată, cementită aliată şi carburi complexe. Dar, difuzia elementelor de aliere decurge cu viteză lentă, iar elementele carburigene scad considerabil viteza de difuziune a carbonului în oţel. În acelaşi timp, elementele de aliere micşorează şi viteza de desfăşurare a transformării polimorfe . La formarea bainitei în procesul de descompunere a austenitei aliate, are loc doar difuzia carbonului, fără redistribuirea prin difuziune a elementelor de aliere, ceea ce duce la o temperatură relativ scăzută a transformării intermediare la care difuzia elementelor de aliere este practic exclusă. Ca urmare a descompunerii austenitei aliate, în zona transformării intermediare se formează ferita şi carburi de tipul cementitelor, care au acelaşi conţinut de elemente de aliere ca şi austenita iniţială.

Stabilitatea austenitei subrăcite creşte foarte mult la alierea complexă a oţelului şi prin creşterea conţinutului de elemente de aliere. Dar, elementele de aliere influenţează diferit asupra stabilităţii austenitei atât în zona perlitică, cât şi în zona bainitică. De regulă, în oţelurile aliate cu conţinut de carbon mic sau mediu, stabilitatea maximă a austenitei subrăcite apare în zona perlitică, iar cea minimă în zona bainitică (figura 124, a). Invers, în oţelurile aliate cu conţinut ridicat de carbon, stabilitatea maximă a austenitei are loc în zona bainitică, iar cea minimă în cea perlitică (figura 124, b).

9.8. Transformarea austenitei la răcire continuă

Influenţa răcirii continue asupra transformării austenitei poate fi urmărită prin suprapunerea curbelor de răcire pe diagrama de descompunere izotermă a austenitei (figura 125). Din urmărirea acestor date se observă că odată cu creşterea vitezei de răcire scade gradul de subrăcire al austenitei, iar structura ferito-cementitică care se formează este din ce în ce mai dispersă.

Figura 125 – Suprapunerea curbelor de răcire cu diagrama de descompunere izotermă a austenitei

150

Se poate considera că la o viteză mică de răcire V1 se formează o structură perlitică, la o viteză mai mare V2 – o structură sorbitică, iar la o viteză şi mai mare – o structură troostitică. Structura bainitică nu se formează la o răcire continuă a unui oţel carbon.

La viteze şi mai mari (V4, Vk, V5 ) o parte din austenită, sau toată austenita, este subrăcită până la Ms şi se transformă fie parţial (la V4), fie integral în martensită. Viteza de răcire minimă, la care întreaga austenită subrăcită până la Ms se transformă în martensită, se numeşte viteză critică de răcire (de călire) –Vk .

Viteza critică de călire depinde de stabilitatea austenitei şi este determinată de compoziţia oţelului. Cu cât este mai mare stabilitatea austenitei, ca urmare a alierii oţelului (cu cât sunt deplasate mai la dreapta curbele TTT), cu atât mai mică este viteza critică de călire pentru obţinerea unei structuri integral martensitice.

Oţelurile carbon au o viteză critică de călire mare (800 – 200 C / s). Viteza critică cea mai mică o are oţelul carbon eutectoid. Prin alierea unui oţel, care are 1%C, cu 1 %Cr viteza critică de călire se micşorează de 3 ori, iar prin alierea cu 0,4 %Mo viteza critică de călire scade de la 200 la 50 C / s.

Viteza critică de călire este scăzută puternic de Mn şi Ni. Cobaltul este singurul element chimic care scade stabilitatea austenitei şi respectiv creşte viteza critică de călire. Pentru multe oţeluri aliate viteza critică de călire nu depăşeşte valoarea de 20 C / s.

Cu cât este mai mare grăuntele de austenită şi cu cât este mai mare omogenitatea sa, cu atât mai ridicată va fi stabilitatea austenitei subrăcite şi respectiv mai scăzută viteza critică de călire.

9.9. Diagramele termo-cinetice de transformare a austenitei subrăcite

La elaborarea tehnologiei de tratament termic a unor produse din oţeluri carbon şi aliate, este necesară cunoaşterea intervalelor de temperaturi de desfăşurare a transformărilor fazice şi structurale la răcire continuă.

Aceste date pot fi obţinute cu ajutorul diagramelor termo-cinetice, ce reprezintă diagrame construite în coordonate temperatură – timp, pe care sunt trasate curbele reale de răcire delimitând zonele perlitică, bainitică şi martensitică a unui oţel cu o compoziţie chimică concretă (figura 126).

Figura 126 – Diagramele termo-cinetice de transformare a austenitei subrăcite: a – oţel eutectoid; b – oţel aliat hipoeutectoid, ce conţine 0,39 %C, 1 %Cr, 0,15 %Mo. Liniile subţiri din fig. a corespund diagramei de transformare izotermă a austenitei subrăcite.

151

Aceste diagrame indică faptul că pentru viteze de răcire mici în oţelurile carbon este posibilă descompunerea austenitei numai cu formarea unei structuri ferito-cementitice, cu diferite grade de dispersie – perlită, perlită sorbitică (sorbită), troostită. Transformarea intermediară într-un oţel carbon nu are loc. La viteze mari de răcire (mai mari decât Vk) austenita suferă numai o transformare martensitică.

Într-un oţel aliat există pe lângă zona perlitică şi zona bainitică. În plus, creşterea vitezei de răcire ajută formarea bainitei. Transformarea bainitică nu are loc până la sfârşit şi în structura oţelului după răcire vor fi prezente bainita, martensita şi austenita reziduală.

Pentru obţinerea unei structuri martensitice curate, răcirea oţelului trebuie făcută cu viteză mai mare decât cea critică, la care nu s-ar produce nici transformare perlitică, nici una bainitică.

9.10. Transformări la revenirea oţelului călit

După călire, oţelul se află într-o stare metastabilă. Structura iniţială a unui oţel călit este formată din soluţie solidă pe bază de fier , puternic suprasaturată în carbon – martensita, şi o oarecare cantitate de austenită reziduală. Oţelul călit este foarte dur, dar, în acelaşi timp, fragil.

Revenirea oţelului constă din încălzirea oţelului călit până la o temperatură sub punctul Ac1, pentru ca oţelul să treacă într-o stare mult mai stabilă şi pentru a se obţine un nivel acceptabil de plasticitate şi tenacitate, păstrând un nivel ridicat al rezistenţei mecanice.

Caracterul modificărilor structurale ce au loc la revenirea oţelului depinde de:- compoziţia oţelului – în oţelurile carbon şi aliate procesele ce au loc la revenire sunt diferite

între ele- temperatura de revenire şi durata de menţinere

Vom urmări procesele ce au loc la revenirea oţelurilor carbon.Descompunerea martensitei şi formarea de carburi – reprezintă principalul proces la revenirea

oţelurilor. Descompunerea martensitei, în funcţie de temperatură şi durata de menţinere, trece prin următoarele stadii: preformare, formarea carburilor metastabile intermediare (de tipul FexC), formarea cementitei şi coalescenţa acesteia. În plus, modificările structurale la revenire presupun şi descompunerea austenitei reziduale.

Urmărind creşterea temperaturii de revenire, se disting următoarele stadii de revenire:

I – primul stadiu are loc în intervalul de încălzire de până la 200 C. Din martensită se formează particule fine de carburi (de tipul Fe2,4C – carburi ). În acelaşi timp, tetragonalitatea reţelei scade. Se formează o structură de martensită revenită.

II – În intervalul de încălzire 200 – 300 C are loc descompunerea austenitei reziduale, care se transformă într-un amestec de soluţie solidă suprasaturată şi particule de carburi metastabile, adică martensită revenită.

III – Când temperatura atinge 300 – 400 C, carbonul în exces iese în întregime din reţeaua soluţiei solide şi formează Fe3C – cementita. La 400 C oţelul este format din particule fine de ferită şi cementită, structură numită troostită de revenire.

IV – La încălzirea până la 600 C are loc coalescenţa carburilor şi recristalizarea integrală a martensitei (dispariţia integrală a morfologiei de martensită în şipci). Ca urmare, oţelul capătă o structură sorbitică.

Amestecurile ferito-cementitice obţinute la descompunerea austenitei (sorbita, troostita) se disting de amestecurile ferito-cementitice formate la descompunerea martensitei. În primul caz, sorbita şi troostita conţin o cementită lamelară, iar în cel de-al doilea caz cementita este globulară. Forma diferită a cementitei asigură diferenţe în ceea ce priveşte proprietăţile mecanice. Structurile globulare, obţinute după revenirea oţelului, asigură proprietăţi mecanice superioare, caracterizate în primul rând de plasticitate şi tenacitate mult mai ridicate, la aceleaşi valori de duritate şi rezistenţă. Acesta este

152

principalul motiv pentru care la revenire sorbita şi troostita care se obţin, spre deosebire de sorbita şi troostita de la descompunerea austenitei, se numesc „sorbită de revenire” şi „troostită de revenire”.

Revenirea oţelului are o puternică influenţă deci asupra proprietăţilor mecanice şi de exploatare ale materialului. La temperaturi scăzute de revenire (până la 250 C) scade tendinţa oţelului la ruperea fragilă. Rezistenţa şi tenacitatea oţelului la revenirea joasă (până la 250 C) creşte oarecum datorită scăderii tensiunilor interne şi modificării structurii oţelului.

Odată cu creşterea temperaturii de revenire până la 500-600 C, în structura oţelului au loc modificări considerabile însoţite de scăderea evidentă a durităţii, rezistenţei mecanice, limitei de curgere şi de creşterea alungirii relative, rezilienţei şi stabilităţii la fisurare K1c.

Influenţa elementelor de aliere asupra proceselor ce decurg la revenirea oţelurilor carbon nu este uniformă. În primul stadiu de descompunere a martensitei (până la 200 C) elementele de aliere nu prezintă nici o influenţă semnificativă. În cel de-al doilea stadiu de descompunere a martensitei, multe elemente de aliere influenţează puternic, încetinind procesul de formare şi creştere a particulelor de carburi (carburile şi Fe3C) şi implicit pe cel de descompunere a martensitei. În oţelurile aliate starea de martensită revenită, cu duritate mare, se păstrează până la temperaturi de 450 – 500 C. Cel mai puternic frânează procesul de descompunere a martensitei următoarele elemente chimice: Cr, W, Mo, V, Co şi Si.

Asupra proceselor de transformare a carburilor la revenire, elementele de aliere influenţează puternic la temperaturi mai mari de 450 C, când devine posibilă redistribuirea prin difuziune a acestora. Ca urmare, la revenirea unui oţel aliat mai sus de 450 C, în structura oţelului apar carburi speciale care facilitează creşterea durităţii şi rezistenţei mecanice.

Majoritatea elementelor de aliere ridică intervalul de temperaturi de descompunere a austenitei reziduale la revenirea unui oţel carbon. Dacă în cazul unui oţel carbon, austenita reziduală se descompune în intervalul 200 – 300 C, într-un oţel aliat austenita reziduală rămâne stabilă până la temperaturi de 500 – 600 C.

Capitolul 10TEHNOLOGIA TRATAMENTELOR TERMICE

APLICATE OŢELURILOR

10.1. Recoacerea oţelurilor

Recoacerea reprezintă tratamentul termic, în cursul căruia are loc încălzirea pieselor sau semifabricatelor până la temperatura necesară, menţinerea la această temperatură şi răcirea lentă ulterioară cu cuptorul, în scopul obţinerii unei structuri omogene, de echilibru, detensionate şi mai puţin dure.

În practică se aplică două tipuri de recoaceri , principial diferite: recoacerea de ordinul I şi recoacerea de ordinul II.

Recoacerea de ordinul I – în funcţie de starea iniţială a oţelului şi de temperatura de încălzire –poate fi (figura 127):

- recoacere de omogenizare- recoacere de recristalizare- recoacere pentru detensionareCaracteristica tuturor recoacerilor de ordinul I este aceea că nu depind de nici o transformare de fază

în stare solidă şi decurg independent de acestea.

Figura 127 – Temperaturile de încălzire ale oţelului pentru recoacere şi normalizare: 1 – recoacere de omogenizare; 2 – recoacere de recristalizare; 3 – recoacere de detensionare; 4 – recoacere completă; 5 – recoacere incompletă; 6 – normalizare; 1-3 – recoaceri de ordinul I; 4-6 – recoaceri de ordinul II;

153

Recoacerea de omogenizare – se utilizează pentru eliminarea neomogenităţilor chimice, ce pot lua naştere la cristalizarea aliajelor. Sunt supuse acestui tratament termic lingourile din oţeluri aliate în scopul îndepărtării segregaţiilor dendritice, care predispun la fisurarea oţelului la prelucrările ulterioare prin deformare plastică, datorită anizotropiei proprietăţilor.

Încălzirea pentru recoacerea de omogenizare se efectuează la temperaturi ridicate deoarece la aceste temperaturi procesele de difuziune sunt cel mai intense, procese care stau la baza omogenizării chimice a oţelului. Pentru oţeluri aliate, temperatura de recoacere este indicată de obicei în intervalul 1050 – 1250 C. Menţinerile îndelungate la aceste temperaturi de recoacere nu sunt indicate deoarece procesele de difuziune sunt mai intense în faza lor de început, intensitatea lor scăzând cu timpul. În plus menţinerea îndelungată nu se justifică nici din punct de vedere al eficienţei economice. În practică această menţinere nu depăşeşte 15 – 20 ore. După menţinere, răcirea se face cu cuptorul până la 800 – 820 C, iar apoi în aer până la temperatura camerei. În urma acestei recoaceri de omogenizare se obţine o structură cu granulaţie mare care se remediază prin deformare plastică ulterioară sau tratament termic.

Recoacerea de recristalizare – constă în încălzirea oţelului, deformat plastic la rece anterior, la temperaturi superioare temperaturii de recristalizare, menţinerea la această temperatură şi răcirea lentă ulterioară.

Recoacerea de recristalizare se aplică pentru îndepărtarea ecruisării apărută după deformarea plastică la rece. În timpul recoacerii principalul proces care are loc este recristalizarea.

Recoacerea de recristalizare este aplicată în industrie ca o operaţie de tratament termic preliminar înainte de deformarea plastică la rece (pentru a conferi materialului o plasticitate sporită), ca proces intermediar între diferitele etape de deformare plastică la rece (pentru înlăturarea ecruisării), sau ca tratament termic final pentru obţinerea proprietăţilor finale necesare ale materialului.

Pentru oţelurile carbon (0,08 – 0,2 %C) care se supun laminării, matriţării, trefilării, temperatura de recoacere este cuprinsă în intervalul 680 – 700 C. Pentru oţelurile hipereutectoide aliate Cr sau Cr-Ni, recoacerea de recristalizare se aplică între 680 – 740 C timp de 0,5 – 1,5 ore.

Recoacerea de detensionare – se aplică cu scopul eliminării tensiunilor interne în exces, ce se formează în material la forjare, turnare, sudare, tensiuni capabile să provoace fisurarea sau ruperea materialului. Principalul proces ce are loc la recoacerea de detensionare este relaxarea parţială sau integrală a tensiunilor interne. Acest proces decurge ca urmare a faptului că, la temperatura de recoacere, limita de curgere a oţelului este mai scăzută decât valoarea tensiunilor remanente şi, prin deformări plastice locale, tensiunile interne remanente se micşorează până la valoarea limitei de curgere (figura 128).

154

Figura 128 – Schema influenţei temperaturii asupra tensiunilor interne remanente (1) şi limitei de curgere (2).

În practică, recoacerea de detensionare a pieselor din oţel se efectuează în intervalul 160 – 700 C, cu răcire lentă ulterioară.

Recoacerea de ordinul II – este tratamentul termic ce constă din încălzirea oţelului până la temperaturi superioare punctelor critice Ac1 şi Ac3 , menţinerea la aceste temperaturi şi răcirea lentă ulterioară. Recoacerea de ordinul II se bazează pe desfăşurarea de transformări fazice în stare solidă ( ), numindu-se adesea supracristalizare fazică. În timpul acestei transformări grăunţii se fragmentează, se înlătură structura de tip Wiedmansttatten, structura în şiruri, sau alte structuri defectuoase.

În majoritatea cazurilor, recoacerea de ordinul II reprezintă un tratament termic pregătitor, deoarece duritatea şi rezistenţa mecanică scad, fapt ce uşurează prelucrabilitatea prin aşchiere a oţelurilor cu conţinut de carbon mediu şi ridicat.

În unele cazuri (de exemplu, pentru multe semifabricate turnate de dimensiuni mari) recoacerea de ordinul II reprezintă un tratament termic final.

Există următoarele tipuri de recoaceri de ordinul II: - recoacerea completă- recoacerea incompletă- recoacere izotermă

Recoacerea completă – se aplică oţelurilor hipoeutectoide şi constă din încălzirea oţelului cu 30 –50 C mai sus de Ac3, menţinerea la această temperatură până la austenitizarea completă a materialului şi răcirea lentă (figura 127). În urma unei asemenea recoaceri se formează o granulaţie austenitică fină, din care la răcire se formează o structură ferito-perlitică fină. De aceea, recoacerea completă se aplică de regulă cu scopul de a finisa granulaţia (de a micşora granulaţia). În plus, prin recoacere completă se îndepărtează două neajunsuri ale structurii oţelului hipoeutectoid - structura de tip Wiedmansttatten şi structura în şiruri.

Viteza de răcire la recoacerea completă depinde de stabilitatea austenitei şi, ca urmare, de compoziţia oţelului. Oţelurile aliate, cu stabilitate ridicată a austenitei, se răcesc la recoacere mult mai lent (cu viteza de 30 – 100 C / h), decât oţelurile carbon (cu viteze de 100 – 200 C / h). După descompunerea austenitei în zona perlitică, răcirea ulterioară poate fi mărită şi deci efectuată în aer. Dacă recoacerea completă îşi propune şi eliminarea tensiunilor interne, răcirea lentă cu cuptorul se efectuează până la temperatura camerei.

Recoacerea incompletă – se deosebeşte de recoacerea completă prin aceea că oţelul se încălzeşte la o temperatură mai scăzută (mai sus de Ac1 dar mai jos de Ac3). Acest tip de recoacere se aplică pentru oţelurile hipoeutectoide limitat, pentru îmbunătăţirea prelucrabilităţii prin aşchiere, deoarece în urma recoacerii (în care numai perlita se austenitizează şi se răceşte, nu şi ferita în exces) se obţine o perlită mai puţin dură, cu lamele mai bine conturate. Acest tip de recoacere permite economia de timp şi de cost al prelucrării.

Recoacerea incompletă este utilizată frecvent pentru oţelutri hipereutectoide şi pentru oţeluri aliate. La recoacerea incompletă are loc încălzirea la temperaturi puţin mai mari (cu 10 – 30 C) decât A1, ceea

155

ce duce la formarea unei perlite globulare, în locul celei lamelare obişnuite. De aceea, acest tip de tratament termic, pentru aceste tipuri de oţeluri, se numeşte recoacere de sferoidizare.

Pentru recoacerea de sferoidizare intervalul de temperaturi pentru recoacere este destul de îngust –750-780 C: pentru oţelurile apropiate de compoziţia eutectoidă, intervalul de recoacere este cel mai îngust (740 – 750 C). În scopul obţinerii unor carburi globulare pentru oţelurile aliate hipereutectoide, acestea se pot încălzi la temperaturi mult mai înalte şi într-un interval mult mai larg (770 – 820 C).

Structura finală a oţelului depinde de viteza de răcire şi de temperatura de recoacere. Cu cât este mai mică temperatura de răcire, cu atât mai mari vor fi globulele de carburi rezultate la descompunerea austenitei. Prin reglarea vitezei de răcire se poate obţine o structură de perlită globulară fină sau grosolană. O perlită fină are o duritate mai mare decât una grosolană.

Recoacerea de sferoidizare se aplică de regulă oţelurilor carbon sau aliate de scule şi oţelurilor de rulmenţi; de asemenea, tablelor subţiri şi barelor din oţeluri cu carbon scăzut sau mediu, înainte de matriţarea sau trefilarea la rece, pentru ridicarea plasticităţii.

După recoacerea de sferoidizare, oţelurile eutectoide sau hipereutectoide au o bună prelucrabilitate prin aşchiere.

Recoacerea izotermă – se aplică pentru îmbunătăţirea prelucrabilităţii oţelurilor aliate. Aceasta constă din încălzirea cu 30 – 50 C mai sus de Ac3 (ca şi la recoacerea completă), o răcire relativ rapidă până la temperaturi sub Ar1 (de obicei 660 – 680 C), o menţinere izotermă la această temperatură pentru obţinerea unei structuri perlitice de echilibru şi răcirea ulterioară în aer (figura 129).

Figura 129 – Schema recoacerii izoterme

O asemenea recoacere izotermă permite reducerea semnificativă a duratei procesului de descompunere a austenitei, mai ales pentru oţeluri aliate, care, pentru a li se scădea duritatea, trebuie răcite foarte lent la recoacerea completă. În plus, prin recoacerea izotermă se asigură obţinerea unei structuri ferito-perlitice mult mai omogene.

Recoacerea izotermă reprezintă un proces mult mai stabil, deoarece este mult mai uşor de efectuat o menţinere la o temperatură dată, decât reglarea vitezei de răcire la recoacerea completă.

Recoacerea izotermă se aplică de regulă semifabricatelor matriţate sau laminate de dimensiuni mici sau medii din oţeluri aliate pentru cementare. Oţelurile de arcuri, ce conţin 0,65 – 0,9 %C, sunt supuse înainte de trefilarea la rece unei recoaceri izoterme, care se numeşte patentare. La patentare, sârma este supusă unei austenitizări de temperatură înaltă (încălzire până la temperaturi cu 150 – 200 C mai sus de Ac3), în scopul obţinerii unei austenite omogene, apoi se introduce într-o baie de săruri topite cu temperatura de 450 – 550 C. În urma descompunerii izoterme a austenitei, se formează troostită sau sorbită fină. O asemenea structură permite obţinerea, prin trefilare la rece, a unei reduceri prin comprimare mult mai mari (mai mult de 75%), fără ruperi. După trefilarea la rece finală se obţine o sârmă cu rezistenţă mecanică ridicată (între 2000 şi 2250 MPa).

156

Dacă la recoacere răcirea se efectuează în aer, atunci această recoacere se numeşte normalizare.La normalizare, oţelul se încălzeşte la temperaturi cu 30 – 50 C mai sus de linia GSE (figura 127)

şi se răceşte în aer. Răcirea mai rapidă decât în cazul unei recoaceri normale asigură o răcire mai rapidă a austenitei (vezi figura 125). De aceea, la normalizare se obţine un eutectoid mult mai fin (sorbită) şi un grăunte eutectoid mult mai fin. În plus, la normalizare se inhibă parţial formarea fazelor în exces (ferita în oţelul hipoeutectoid şi cementita în oţelul hipereutectoid) şi, ca urmare, se formează un cvasieutectoid. Drept rezultat, rezistenţa oţelului după normalizare este mai mare decât după recoacere.

Normalizarea se aplică cel mai des în următoarele cazuri: ca operaţie intermediară pentru înmuierea oţelului înaintea prelucrării prin tăiere; pentru înlăturarea defectelor şi îmbunătăţirea structurii înaintea călirii oţelului.

Astfel, normalizarea ca operaţie intermediară este analoagă recoacerii. Dar cum normalizarea este mai avantajoasă decât recoacerea, ea este preferabilă dacă obiectivul propus este acelaşi.

Dar normalizarea nu poate înlocui întotdeauna recoacerea, ca o operaţie de înmuiere a oţelului. Deoarece tendinţa de subrăcire a austenitei creşte odată cu creşterea conţinutului de carbon şi de elemente de aliere, diferenţe între recoacere şi normalizare va depinde puternic de compoziţia oţelului. Astfel, normalizarea este aplicată des oţelurilor cu carbon scăzut, deoarece subrăcirea austenitei nu are efect asupra structurii (perlita este foarte puţină şi nu contează dacă aceasta este lamelară sau sorbitică, proprietăţile mecanice rămânând practic neschimbate). În schimb, normalizarea nu se poate aplica oţelurilor cu carbon mediu, deoarece perlita sorbitică care s-ar obţine ar imprima prea multă duritate oţelurilor. În oţelurile hipereutectoide, normalizarea permite înlăturarea reţelei de cementită secundară, deoarece cementita, dizolvată la încălzirea peste Acem în austenită, nu se mai separă în reţea la răcirea ulterioară în aer şi oţelul are proprietăţi mecanice mult îmbunătăţite.

Normalizarea se utilizează şi ca tratament termic final pentru oţeluri hipoeutectoide cu carbon mediu sau ridicat, dacă solicitările ulterioare ale oţelurilor sunt moderate şi nu este necesară aplicarea călirii şi revenirii înalte.

10.2. Călirea oţelurilor

Călirea oţelurilor constă din încălzirea acestora mai sus de temperatura transformărilor de fază, menţinerea la această temperatură pentru finalizarea tuturor transformărilor de fază şi răcirea cu viteză mare în scopul obţinerii la temperatura camerei a unor structuri în afară de echilibru, ce asigură durităţi şi rezistenţe mai mari oţelurilor.

În funcţie de temperatura de încălzire se disting: - călirea completă - călirea incompletă.La călirea completă încălzirea se efectuează cu 30 – 50 C mai sus de Ac3 sau Acem. După călire, se

obţine martensită cu o oarecare cantitate de austenită reziduală.La călirea incompletă oţelul este încălzit cu 30 – 50 C mai sus de Ac1, dar sub Ac3 sau Acem. În

acest caz, în stare încălzită structura oţelului hipoeutectoid constă din austenită şi ferită, iar a oţelului hipereutectoid din austenită şi cementită secundară. La răcirea rapidă de la călire, austenita se transformă în martensită, a cărei duritate depinde de conţinutul de carbon din oţel (figura 130).

După călirea incompletă a oţelurilor hipoeutectoide, structura constă din martensită şi ferită, iar pentru oţelurile hipereutectoide – din martensită şi incluziuni globulare de cementită secundară. Prezenţa feritei în structura oţelului hipoeutectoid călit scade duritatea oţelului; de aceea, o asemenea călire se aplică mai rar. Prezenţa cementitei secundare în structura oţelului hipereutectoid călit este dorită şi benefică.

Oţelurile hipereutectoide sunt utilizate de regulă la obţinerea de scule aşchietoare sau pentru deformare. De aceea, principala lor caracteristică trebuie să fie duritatea. Această duritate, după călirea completă, scade dacă creşte considerabil cantitatea de austenită reziduală din structura martensitică. Această austenită este cu atât mai multă cu cât cantitatea de carbon, care se dizolvă în austenită la încălzire, este mai mare.

157

Figura 130 – Influenţa conţinutului de carbon şi a temperaturii de călire asupra durităţii oţelului: a –încălzire peste Ac3; b – duritatea martensitei propriu-zise; c – încălzirea peste Ac1;

Incluziunile globulare de cementită cresc în schimb duritatea şi rezistenţa la uzură a oţelului. În plus, deoarece încălzirea se efectuează la temperaturi sub Acem, tendinţa de creştere a grăunţilor nu este mare, tensiunile termice de la călire sunt mult mai mici, iar suprafaţa materialului se decarburează mai puţin.

Cea mai bună structură a oţelurilor hipereutectoide se obţine atunci când incluziunile de cementită secundară sunt globulare (vezi figura 131). Reţeaua de cementită secundară este categoric nedorită, deoarece creşte fragilitatea oţelului. De aceea, înainte de călire, oţelurile hipereutectoide sunt supuse unei recoaceri de sferoidizare.

Figura 131 – Microstructura unui oţel hipereutectoid cu 1,2 %C: a – cementita în exces sub formă de reţea; b – cementită globulară, x 500.

Figura 132 – Temperaturile optime de încălzire pentru călirea oţelurilor carbon

158

De aceea, pentru oţelurile hipoeutectoide se aplică o călire completă, iar pentru oţelurile hipereutectoide – o călire incompletă (vezi figura 132).

La călirea în vederea obţinerii unei durităţi maxime, trebuie să se obţină o structură formată numai din martensită. Viteza minimă de răcire, necesară pentru subrăcirea austenitei până la transformarea martensitică, se numeşte viteză critică de călire. Viteza de răcire se obţine prin utilizarea diferitelor medii de răcire. Viteza critică se determină conform diagramei de descompunere izotermă a austenitei (figura 125), din care rezultă că o răcire rapidă este necesară în domeniul de minimă stabilitate a austenitei (500 –650 C) cu scopul de a evita transformarea acesteia într-un amestec ferito-perlitic.

Sub 300 C, invers, este indicată o răcire lentă. Dacă s-ar aplica viteze ridicate, pot apare în piesă tensiuni interne mari care pot provoca chiar fisurarea piesei.

Tensiunile interne la călire se formează datorită diferenţei de temperatură în secţiunea pieselor la răcirea acestora şi a diferenţei în timp în ce priveşte momentul desfăşurării diferitelor transformări de fază, ţinând cont de faptul că între martensită şi austenită există o diferenţă de volum specific.

La răcirea pentru călire a unui oţel într-un mediu lichid, se disting trei perioade ce se caracterizează prin viteze de răcire diferite:

1 – perioada de fierbere cu cămaşă izolatoare termică – când mediul lichid, în care este introdusă piesa pentru călire, trece în stare de vapori formându-se o cămaşă izolatoare de vapori care separă piesa de mediul de răcire. Astfel, conductibilitatea termică este împiedicată şi ca urmare viteza de răcire nu este mare.

2 – perioada de fierbere cu bule, când se distruge cămaşa izolatoare şi viteza de răcire devine mare.3 – perioada schimbului de căldură prin convecţie, când temperatura piesei este sub temperatura de

fierbere a mediului de răcire, iar viteza de răcire scade brusc.Utilizarea băilor de săruri topite sau baze scade durata primei perioade. Valorile vitezei de răcire ale

oţelului în diferite medii de răcire sunt indicate în Tabelul 13:

Tabelul 13 – Caracteristica diferitelor medii de călire

Viteza de răcire, C/s, în intervalul de temperaturi:Mediul de răcire650 - 550 300 - 200

Apă, 18 CApă, 50 CSoluţie 10% de NaOH în apăSoluţie 10% de NaClUlei mineralAer static

60010012001100

100 – 1503

270270300300

20 – 501

Datele tabelului 13 indică faptul că nu există un mediu ideal de călire, care să satisfacă condiţiile

unei viteze optime de răcire pentru călirea de la diferite temperaturi. Amestecurile de săruri şi baze, la formarea martensitei, pot provoca fisuri, iar uleiurile sunt mai puţin avantajoase la temperaturi de 650 –550 C.

Călibilitatea unui oţel reprezintă adâncimea de pătrundere a zonei călite în piesă. Călibilitatea nepătrunsă este condiţionată de faptul că la călire piesa se răceşte mai rapid la suprafaţă şi mai lent în miez. Distribuţia vitezei de răcire în secţiunea piesei arată faptul că la suprafaţă viteza de răcire este maximă, iar în centru este minimă (vezi figura 133).

Adâncimea de pătrundere a zonei călite corespunde cu zona haşurată, adică atinge punctul de intersecţie al curbelor corespunzătoare vitezei critice de călire Vcr şi a vitezei de răcire Vrăc. Cu cât este mai scăzută Vcr, cu atât mai adâncă este călibilitatea.

Călibilitatea, ca şi Vcr de răcire, depind de viteza de transformare a austenitei şi, ca urmare, de poziţia curbelor TTT. Pentru adâncimea de călibilitate se consideră stratul cu zonă de 50% martensită şi 50% troostită.

159

Figura 133 – Influenţa vitezei de răcire asupra călibilităţii oţelului

Diametrul critic Dcr reprezintă diametrul maxim al secţiunii călite pentru o piesă răcită în întregime într-un anumit mediu (50% martensită şi 50% troostită). În acest caz, viteza minimă de răcire în centrul piesei Vrăc Vcr.

Diametrul critic la răcirea în apă este mai mare decât la răcirea în ulei. Metoda cea mai simplă de determinare a diametrului critic este metoda călirii frontale (figura 134). După călire se măsoară duritatea pe suprafaţa frontală pe înălţimea probei.

Figura 134 – Schema testului de călibilitate prin metoda călirii frontale

Călibilitatea reprezintă o caracteristică foarte importantă a unui oţel. În cazul unei căliri pătrunse, proprietăţile mecanice ale oţelului în secţiunea sa sunt identice. În cazul unei căliri nepătrunse, în miez proprietăţile mecanice de rezistenţă sunt mai scăzute.

Influenţă asupra călibilităţii au:- compoziţia chimică a oţelului – conţinutul de carbon şi de elemente de aliere- tipul mediului de răcireOţelurile aliate au o călibilitate mai mare decât oţelurile carbon datorită creşterii prin aliere a

stabilităţii austenitei la subrăcire. Călibilitatea oţelurilor carbon depinde de conţinutul de carbon. Cu scăderea carbonului, călibilitatea scade. Scăderea vitezei de răcire duce la scăderea călibilităţii. La călirea în ulei, călibilitatea pătrunsă a pieselor din oţeluri cu carbon mediu este de doar 3-4 mm, la călirea în apă – de 10-15 mm. Odată cu creşterea dimensiunilor semifabricatului, călibilitatea scade brusc. Astfel, într-

160

un semifabricat cu diametru de 40 mm, din oţel OLC 45, la călire în apă, structura martensitică se atinge la o adâncime de doar 4 mm.

Călibilitatea reprezintă unul din principalele criterii în alegerea unei mărci de oţel, alături de proprietăţile mecanice, tehnologice şi de cost.

În unele cazuri, călibilitatea necesară a fi obţinută poate fi mai scăzută decât cea pătrunsă. Dacă piesa este solicitată la forfecare şi îndoire, tensiunile interne care iau naştere scad de la valorile maxime la suprafaţă până la valori nule în centrul secţiunii. Pentru asemenea piese, călibilitatea pătrunsă nu este neapărat necesară, fiind suficientă o călibilitate de doar ½ - ¼ din rază, pornind de la suprafaţă.

Alegerea metodei de răcire pentru călire a piesei depinde de forma acesteia, de dimensiuni şi de compoziţia chimică. Cu cât este mai complicată forma şi mai mare secţiunea piesei, cu atât mai mari vor fi tensiunile ce se formează la călire şi mai mare pericolul de formare de fisuri.

Cu cât mai mare este conţinutul de carbon din oţel, cu atât mai mari vor fi modificările de volum, ce decurg în timpul transformării fazice şi cu atât mai mare va fi pericolul de deformare şi de formare de fisuri, fiind deci, în acest caz, cu atât mai importantă alegerea mediului de răcire adecvat.

Curba ideală de răcire trebuie să reprezinte viteza maximă la începutul răcirii, la traversarea intervalului de stabilitate minimă a austenitei, şi viteza minimă la sfârşitul răcirii la transformarea martensitică (figura 135).

Figura 135 – Schema regimurilor corespunzătoare diferitelor metode de călire: 1 – călire directă; 2 – călirea în două medii; 3 – călirea în trepte; 4 – călirea izotermă; 5 – regimul ideal de răcire;

Cea mai simplă metodă de călire este cea cu un singur mediu de răcire (călirea directă), în care piesa încălzită este imersată în mediul de răcire lichid până la răcirea completă a acesteia. Dezavantajul acestei metode constă în apariţia de tensiuni interne semnificative. Pentru piesele din oţel carbon cu secţiuni mai mari de 5 mm, mediul cel mai utilizat este apa, iar pentru piese cu secţiuni mai mici de 5mm, sau din oţeluri aliate – mediul utilizat este uleiul.

Pentru scăderea tensiunilor interne se aplică călirea în două medii, pentru care piesa este răcită mai întâi în apă până la 300 – 400 C, iar după aceea în ulei până la temperatura ambiantă. Dezavantajul acestei metode îl reprezintă dificultatea reglării menţinerii piesei în primul mediu de răcire.

Reglarea exactă a timpului de menţinere a piesei în primul mediu de răcire se poate realiza aplicând călirea în trepte (figura 135, curba 3). Prin această metodă, piesa este răcită rapid într-o baie de săruri cu temperatura puţin superioară (cu 30 – 50 C) temperaturii de transformare martensitică Ms, menţinerea la această temperatură până la uniformizarea temperaturii în întreaga secţiune a piesei şi răcirea finală în aer. Transformarea martensitică se produce la o viteză lentă, în aer, fapt ce duce la scăderea puternică a tensiunilor interne din piesă.

161

Dezavantajul acestei metode constă în limitarea dimensională a pieselor. Datorită vitezei de răcire scăzute, într-un mediu de călire relativ cald, piesele mari pot avea în zonele centrale, de miez, viteze mai mici decât cea critică. Diametrul maxim al pieselor din oţel carbon, călibile prin această metodă este de 10 mm, iar al oţelurilor aliate de 20-30 mm.

Spre deosebire de călirea în trepte, la călirea izotermă, oţelul este menţinut în băi până la încheierea transformării izoterme a austenitei. Temperatura băii de săruri este de obicei 250 – 350 C. Ca urmare a călirii izoterme se obţine o structură bainitică cu duritate de 45-55 HRC păstrându-se plasticitatea şi tenacitatea la valori ridicate. Durata menţinerii se stabileşte cu ajutorul diagramelor de transformare izotermă a austenitei.

Călirea cu autorevenire se aplică în cazul tratamentului termic al unei scule de tipul daltei sau ciocanului pentru care trebuie să se îmbine o duritate ridicată cu o tenacitate ridicată. În acest caz, piesele sunt menţinute în baia de călire nu până la răcirea integrală. Datorită căldurii zonelor interioare are loc o reîncălzire a zonelor exterioare până la o temperatură corespunzătoare revenirii.

În structura oţelului, călit la temperatura camerei, există o oarecare cantitate de austenită reziduală. Austenita reziduală scade duritatea şi rezistenţa la uzură a pieselor şi poate duce la modificarea dimensională a acestora, în exploatare la temperaturi scăzute, datorită formării de la sine a martensitei din austenita reziduală. Pentru diminuarea austenitei reziduale din structură se aplică tratamentul la frig.

Tratamentul la frig constă din răcirea oţelului sub 0 C până la temperatura de sfârşit de transformare martensitică Mf (de obicei sub -75 C), adică în gheaţă uscată în amestec cu alcool. Tratamentul la frig trebuie efectuat imediat după călire pentru a evita stabilizarea austenitei.

10.3. Revenirea oţelului călit

Revenirea reprezintă o operaţie finală de tratament termic, ce constă din încălzirea oţelului sub punctul său critic Ac1, cu răcire ulterioară, în urma căreia se formează structura finală a oţelului. Revenirea se aplică după tratamentul de călire. Modificările structurale la încălzirea unui oţel călit duc evident la modificări de proprietăţi (vezi figura 136).

Figura 136 – Variaţia proprietăţilor mecanice pentru un oţel călit ce conţine 0,4 %C, în funcţie de temperatura de revenire

Revenirea, în funcţie de temperatura de încălzire, se clasifică în trei tipuri:- revenire joasă- revenire medie- revenire înaltă

162

Revenirea joasă – se aplică între 150 – 200 C. Scopul revenirii joase este scăderea tensiunilor interne şi o oarecare scădere a martensitei fragile prin păstrarea durităţii ridicate şi a rezistenţei la uzură a pieselor. Structura oţelului după revenire joasă este formată din martensită de revenire. Principala direcţie de aplicare a revenirii joase este în cazul sculelor de tăiere sau măsurare, pieselor pentru construcţia de maşini, care trebuie să aibe duritate şi rezistenţă la uzură mari.

Revenirea medie – se aplică între 350 – 450 C. Scopul revenirii medii constă într-o oarecare scădere a durităţii prin creşterea limitei de elasticite. Structura oţelului constă din troostită de revenire, ce asigură limită de rezistenţă, de elasticitate ridicate şi de asemenea rezistenţă la şoc.

Revenirea înaltă - se aplică între 550 – 650 C. Scopul revenirii înalte este acela de a atinge o îmbinare optimă între proprietăţile de rezistenţă, de plasticitate şi de tenacitate. Structura oţelului în acest caz este formată din sorbită de revenire, având cementita globulară. Domeniul de utilizare al revenirii înalte îl reprezintă oţelurile de construcţii, precum şi piesele supuse la tensiuni puternice şi solicitări la şoc.

Tratamentul termic ce constă din călire şi revenire înaltă se numeşte îmbunătăţire. Temperatura de revenire se alege de regulă în funcţie de duritatea impusă. În acest caz piesa se

căleşte la duritate maximă, ca după aceea, prin revenire, aceasta să scadă la duritatea dorită. Variaţia durităţii, la revenirea unui oţel carbon călit, ce conţine 0,8 % C, este indicată în figură 137. Tenacitatea oţelurilor, mai ales a celor aliate, depinde de regimul de revenire: temperaturile şi timpii

de menţinere, viteza de răcire după revenire (figura 138). La anumite temperaturi şi răciri lente, în oţeluri poate apare fragilitatea de revenire.

Figura 137 – Dependenţa durităţii unui oţel carbon, eutectoid, călit, de temperatura de revenireFigura 138 – Influenţa temperaturii de revenire şi a vitezei de răcire după revenire asupra rezilienţei

unui oţel Cr-Si

Se disting două tipuri de fragilităţi de revenire:Fragilitatea de revenire de ordinul I – (ireversibilă) apare la revenirea oţelurilor aliate, cât şi

carbon, la temperaturi de 300 C (între 250 – 400 C).Cauza fragilităţii de revenire de ordinul I o reprezintă neuniformitatea descompunerii martensitei la

limita şi în interiorul grăunţilor, la revenire. Astfel, în apropierea limitelor de grăunte, carburile care se formează mai intens, generează în această zonă o concentrare de mare de tensiuni, care provoacă fragilitate. La temperaturi mai ridicate de revenire, sau pentru durate mai îndelungate de încălzire, structura în secţiunea grăuntelui se uniformizează, iar fragilitatea de revenire de ordinul I se înlătură. Revenirea repetată la 250 – 400 C nu produce fragilitate de revenire.

Fragilitatea de revenire de ordinul II – (reversibilă) apare la răcire lentă după revenire, la temperaturile 450 – 550 C. Acest tip de fragilitate de revenire este reversibil, deoarece la o repetare a încălzirii la aceeaşi temperatură, dar cu răcire ulterioară mai rapidă, dispare.

163

La răcirea lentă, la limita de grăunte se formează o multitudine de carburi fine, fosfuri, nitruri, care provoacă fragilitate. La răcire mai rapidă, aceste particule nu se mai formează.

Acest tip de fragilitate este caracteristic oţelurilor aliate, cel mai des fiind întâlnită la oţelurile cu crom şi mangan. Alierea oţelului cu cantităţi mici de molibden (0,2 – 0,3 %Mo) sau wolfram (0,6 – 1,0 %W) scade drastic tendinţa la fragilitatea de revenire de ordinul II.

Măsurile ce trebuiesc luate pentru împiedicarea apariţiei fragilităţii de revenire de ordinul II sunt aplicarea unei răciri după revenire nu în aer, ci în ulei, iar pentru piese mari – chiar în apă, precum şi o aliere suplimentară cu molibden sau wolfram.

Capitolul 11DURIFICAREA SUPERFICIALĂ A OŢELURILOR

11.1. Durificarea superficială prin metoda deformării plastice

Cele mai eficiente metode de durificare superficială a pieselor din oţel sunt: Tratamentul prin suflare cu alice, care permite tratarea pieselor din oţel pe o adâncime de 0,7

mm; Roluirea suprafeţei cu role pe adâncime de până la 15 mm;

În timpul aplicării acestor procedee de durificare, suprafaţa piesei se ecruisează, fapt ce permite creşterea rezistenţei la oboseală fără modificări de material sau de regim de tratament termic. Sunt supuse ecruisării piesele finite care au trecut deja de tratamentul termic sau de prelucrarea mecanică.

În cazul tratamentului de suflare cu alice, pe suprafaţa piesei este îndreptat cu viteză mare, un flux puternic de alice de oţel, mai rar de fontă, cu diametrul mediu de 0,5 – 1,5 mm. Loviturile de alice provoacă local o deformare plastică a stratului superficial, acesta devenind mai dur. În acest strat apar tensiuni remanente de comprimare, crescând astfel rezistenţa la oboseală. Dacă în stratul superficial există austenită reziduală, atunci, datorită ecruisării, are loc o transformare martensitică, fapt ce ridică suplimentar duritatea, şi rezistenţa la uzură. Datorită acestei prelucări cu suflare de alice, se diminuează eventualele defecte superficiale fine, care de altfel constituie concentratori de tensiune. Acestui tip de tratament sunt supuse diferite piese precum: arcuri, roţi dinţate, şenile, cartuşe, pistoane etc. De exemplu, în urma aplicării tratamentului cu suflare de alice, limita de rezistenţă la rupere a unui arc creşte de 1,5 ori, iar durata de exploatare creşte de câteva ori.

Roluirea suprafeţei se efectuează cu ajutorul unor dispozitive speciale montate pe strunguri obişnuite de strunjit sau rabotat. Presiunea în role este asigurată hidraulic sau cu ajutorul unor arcuri. Roluirea se aplică pieselor precum: fusul arborilor, osii de cale ferată, arbori cotiţi etc. Pe lângă creşterea rezistenţei mecanice, această metodă asigură şi curăţarea suprafeţei de prelucrare.

11.2. Călirea superficială

Călirea superficială constă din încălzirea stratului superficial al oţelului deasupra temperaturii Ac3, cu răcire ulterioară, pentru obţinerea unei durităţi ridicate în stratul superficial al piesei combinată cu o bună tenacitate a miezului.

Viteza ridicată de încălzire - de înaltă frecvenţă (sute de grade pe secundă) – asigură deplasarea transformărilor de fază la temperaturi mai ridicate. Ca urmare, temperatura călirii de înaltă frecvenţă trebuie să fie mai mare decât temperatura de călire cu încălzire normală în cuptor. Cu cât este mai ridicată această temperatură, cu atât este mai mare viteza de încălzire şi mai puternic fenomenul de formare a feritei în exces (proeutectoide) în oţelurile hipoeutectoide. De exemplu, oţelul C 45, la încălzirea în cuptor este călit de la 840 – 860oC, pe când la încălzirea prin inducţie cu viteza de 250oC/ s - este călit de la temperatura de 880 - 920oC, iar la viteza de 400oC/s – de la 930 – 980oC.

164

Încălzirea pentru călire se efectuează cu curenţi de înaltă frecvenţă (CIF) – cel mai adesea în băi de metale sau săruri topite, prin flacără cu gaz sau oxi-acetilenică, sau prin iradiere laser.

La încălzirea CIF, fluxul magnetic creat de curentul alternativ ce trece prin inductor, induce curenţi turbionari în piesa introdusă în interiorul inductorului (figura 139). Forma inductorului corespunde cu forma exterioară a piesei. Inductorul este format dintr-o spirală din cupru, prin interiorul căreia circulă apă pentru răcire. Viteza de încălzire depinde de cantitatea de căldură eliberată, de pătratul forţei proporţionale a curentului şi de rezistenţa metalului.

Densitatea curentului în secţiunea piesei nu este uniformă, la suprafaţă fiind mai ridicată decât în miez. Cea mai mare cantitate de căldură a corpului se eliberează prin stratul subţire superficial. Adâncimea de pătrundere a curentului în metal depinde de proprietăţile metalului încălzit şi este invers proporţională cu rădăcina pătrată a frecvenţei de curent. Cu cât este mai mare frecvenţa curentului, cu atât stratul călit ce se obţine este mai subţire. De obicei, se utilizează generatoare de maşină cu frecvenţe de 500 – 15000 Hz, sau lămpi generatoare cu frecvenţe de până la 106 Hz. În primul caz, grosimea stratului călit este de 2 - 10 mm, iar în al doilea caz – de la zecimi de milimetru până la 2 mm.

Figura 139 – Călirea superficială cu încălzirea prin inducţie CIF: 1 – piesa călită; 2 – inductorul; 3 –răcitorul;

După încălzire în inductor, piesa se răceşte cu ajutorul unui dispozitiv special de răcire. Prin orificiul existent în acesta, suprafaţa piesei este împroşcată cu jet de lichid de răcire.

Structura stratului călit este formată din martensită, iar zonele de trecere din martensită şi ferită. Straturile interioare de material se încălzesc sub temperaturile critice, iar la răcire nu se durifică. Pentru creşterea rezistenţei miezului, piesa este supusă uneori, înainte de călirea superficială, unei normalizări sau îmbunătăţiri. Încălzirea durează de obicei sub 10 s, viteza de încălzire fiind între 100 – 1000oC/s.

Avantajele călirii CIF sunt: posibilitatea de reglare a adâncimii stratului călit; productivitatea ridicată şi posibilitatea automatizării; lipsa decarburării sau a stratului oxidat; deformare minimă a piesei;

Dezavantajele ar fi următoarele: preţ ridicat al inductorului (individualizat pentru fiecare piesă, deoarece trebuie să respecte

forma acesteia); utilizarea scăzută în cazul producţiei de piese de serie mică sau unicate

165

Pentru călirea superficială sunt recomandate de obicei oţelurile carbon ce conţin în jur de 0,4 %C. Nu se utilizează călibilitatea ridicată în cazul acestei metode, motiv pentru care oţelurile aliate nu se iau în calcul. După călire se efectuează o revenire joasă la 200oC, sau chiar autorevenire. După călire şi revenire, duritatea oţelului este de 45 – 55 HRC la suprafaţă, iar în miez de 25 – 30 HRC.

Sunt supuse călirii superficiale piese precum: fusuri de arbori cotiţi, arbori cu came, cămăşi de cilindri, piese componente de şenile, etc. Alegerea grosimii stratului călit depinde de condiţiile de lucru ale piesei. Dacă piesa trebuie să aibă rezistenţă doar la uzură, grosimea stratului durificat este de 1,5 – 3 mm. În cazul unor solicitări mari de contact, grosimea optimă creşte până la 5 – 10 mm.

Pentru călirea superficială se poate utiliza călirea cu laser. Aceasta permite evitarea necesităţii construirii de inductoare individualizate. Laserele – sunt generatoare cuantice în diapazon optic, la baza funcţionării cărora stă puterea variaţiilor electromagnetice induse de iradierea prin inducţie a atomilor (moleculelor). Iradierea laser se realizează printr-un fascicul foarte îngust şi se caracterizeză printr-o concentrare mare de energie. Sursele generatoare de radiaţii sunt corpuri solide (rubinul, ytriu, sticla) sau gaze (He, Ne, Ar, CO2).

Prin iradiere laser, suprafaţa piesei se încălzeşte la temperaturi ridicate, pentru un interval foarte scurt de timp (10-3 – 10-7 h). După iradiere, zonele încălzite (foarte mici ca volum faţă de întregul volum al piesei) se răcesc rapid datorită eliberării intense de căldură prin zonele reci ale piesei. Are loc astfel călirea unui strat superficial foarte subţire.

Tratamentul superficial prin laser a pieselor din oţel sau fontă creşte considerabil rezistenţa la uzură, limita de rezistenţă la îndoire şi limita de rezistenţă la contact. Tratamentul laser reprezintă o metodă modernă de călire superficială a pieselor de formă complicată, ce lucrează în condiţii de uzură şi solicitare la oboseală.

11.3. Tratamente termo-chimice aplicate oţelurilor

Consideraţii generale

Tratamentul termo-chimic (TTC) reprezintă procesul de îmbogăţire cu un element chimic a suprafeţei unui oţel la temperaturi ridicate, proces în urma căruia are loc modificarea compoziţiei chimice, a microstructurii şi a proprietăţilor straturilor superioare ale pieselor din oţel.

Tratamentele termo-chimice pot fi următoarele: cementare, nitrurare, carbo-nitrurare, alitare, silicizare etc. Îmbogăţirea stratului superficial are loc la încălzirea pieselor până la o temperatură determinată, într-un mediu care poate cu uşurinţă să elibereze în stare activă elementul chimic de îmbogăţire, şi menţinerea la această temperatură. Mediile de îmbogăţire pot fi gazoase, lichide sau solide.

Spre deosebire de călirea superficială, prin tratament termo-chimic, modificarea de proprietăţi se realizează nu numai prin modificarea structurii materialului, ci şi a compoziţiei chimice a acestuia. Tratamentul termo-chimic nu depinde de forma piesei. El asigură obţinerea unui strat dur, cu grosime uniformă pe toată suprafaţa. Prin TTC se obţine o diferenţă mai mare de proprietăţi între strat şi miez, decât prin călirea superficială. Din punct de vedere al productivităţii, totuşi călirea superficială este mai eficientă.

Procesele elementare de bază ale oricărui tip de tratament termo-chimic sunt următoarele:1 – Disocierea – eliberarea elementului chimic de îmbogăţire în stare atomică activă ca rezultat al

descompunerii substanţelor iniţiale:2CO CO2 C2 NH3 3H2 2N , etc.

Gradul de descompunere a moleculelor de gaz (%) se numeşte grad de disociere.2 – Absorbţia – captarea în suprafaţa metalului a atomilor liberi ai elementului de îmbogăţire.

Legăturile libere ale atomilor de metal, aflaţi la suprafaţa materialului, intră în acţiune, fapt ce micşorează energia liberă a metalului. Odată cu creşterea temperaturii, capacitatea de absorbţie a materialului metalic creşte. Dezvoltarea procesului de absorbţie asigură posibilitatea elementului difuziv să formeze cu materialul metalic de bază soluţii solide sau compuşi chimici.

166

3 – Difuzia – pătrunderea elementului de îmbogăţire în interiorul materialului. Ca urmare a absorbţiei, compoziţia chimică a stratului superficial se modifică, formându-se un gradient de concentraţie a elementului de îmbogăţire în straturile superficiale şi cele imediat adiacente acestora. Difuzia decurge mai uşor la formarea de soluţii solide interstiţiale (C, N) decât la formarea de soluţii solide de substituţie (Al, Cr, Si). De aceea, la metalizarea prin difuzie, procesul este condus la temperaturi mult mai ridicate.

Stratul superficial al piesei, care se deosebeşte de cel iniţial prin compoziţie chimică, se numeşte strat de difuzie. Materialul piesei care se află sub stratul de difuzie se numeşte miez.

Cementarea oţelurilor

Cementarea reprezintă un proces de îmbogăţire prin difuzie cu carbon a straturilor superficiale ale unor piese din oţel. Scopul cementării este acela de a obţine la suprafaţa piesei o duritate şi rezistenţă la uzură mari, combinate cu un miez tenace.

Sunt supuse cementării piesele prelucrate mecanic cu un adaos de aşchiere de 50 – 100 m. În cazurile în care trebuie supuse cementării numai anumite zone ale piesei, restul zonelor sunt protejate fie cu vopsele speciale rezistente la căldură, fie cu un strat subţire de cupru (20 – 40 m) aplicat prin metode electrolitice.

Sunt supuse cementării oţelurile cu un conţinut scăzut de carbon (0,1 – 0,2 %C). După cementare, la suprafaţa piesei, concentraţia de carbon atinge valori de 1,0 %C. Adâncimea stratului cementat (pentru un conţinut de carbon de aproximativ 0,4 %C) este de obicei între 0,5 – 2,5 mm. Pentru obţinerea unei duritîţi mari în suprafaţă şi a unui miez tenace, după cementare se aplică întotdeauna călire şi revenire joasă.

Se disting două tipuri de cementări: - în mediu solid- în mediu gazos. Mediul ce furnizează carbonul la suprafaţa piesei supusă cementării se numeşte mediu carburigen.Cementarea în mediu solid – are loc în cutii speciale din oţel, în care piesele sunt dispuse astfel

încât să vină în contact cu mediul carburigen. Cutiile sunt închise etanş pentru evitarea scurgerii de gaze. Mediul solid de carburare îl reprezintă cărbunele de lemn (mangalul ) pe lîngă care se adaugă de asemenea şi activizatori precum BaCO3 sau Na2CO3. Prin încălzire la temperaturi de 930 – 950 C au loc reacţiile:

2C O2 2COBaCO3 C BaO 2CO2CO CO2 C

Atomii activi de carbon care se formează, difuzează în reţeaua fierului .Procesul de cementare este condus la temperaturi mai mari de Ac3 (de obicei la 910 – 930 C, mai

rar la 1000 – 1050 C), când oţelul se află în stare austenitică care se caracterizează printr-o solubilitate mare a carbonului. Grosimea stratului cementat, în funcţie de compoziţia oţelului şi de destinaţia piesei, poate atinge valori de 0,5 – 2 mm.

Cementarea în mediu gazos – reprezintă principalul proces cu productivitate de masă. Piesele din oţel se încălzesc în amestecuri gazoase ce conţin CO, CH4 etc. Cementarea în gaz este un proces rapid deoarece nu necesită timp pentru încălzirea cutiilor sau a mediului carburigen. Un strat carburat de 1 mm se formează în 6 – 7 ore.

După carburare, carbonul este dispus neuniform în secţiunea piesei. Stratul superficial, obţinut prin carburare, nu conţine mai mult de 0,8 %C şi are o structură hipereutectoidă – perlită şi cementită secundară. Următorul strat este unul eutectoid, numai din perlită, iar mai departe – unul hipoeutectoid, fomat din ferită şi perlită.

După cementare, datorită menţinerii îndelungate la temperaturi ridicate, oţelul are grăunţi mari. Acesta este unul din motivele pentru care, după cementare, se aplică obligatoriu tratament termic.

În funcţie de destinaţia ulterioară a piesei, se utilizează diferite variante de tratament termic (vezi figura 12.2).

167

Piesele de importanţă mai redusă sunt supuse călirii imediat după încălzirea pentru cementare, urmată de revenire joasă (figura 12.2, a).

Grăuntele mare de austenită, obţinut ca urmare a duratei mari de cementare, duce la formarea unei martensite de revenire grosolane în stratul superficial şi a unei structuri ferito-perlitice mari în miez. Aceste neajunsuri pot fi înlăturate, într-o oarecare măsură, prin utilizarea unor oţeluri cu grăunte ereditar mic şi aplicând o cementare în gaz, care reduce timpul de menţinere a oţelului la temperaturi ridicate. Aplicarea unei răciri lente la călire până la 750 – 800 C scade tensiunile interne, iar tratamentul la frig diminuează cantitatea de austenită reziduală din stratul cementat.

Figura 12.2 – Regimurile de tratament termic aplicate oţelurilor după cementare

În cazul unor cerinţe mult mai mari legate de structura piesei după cementare, piesa este supusă unei răciri în aer (după cementare), după care se efectuează o călire cu o încălzire pentru călire la temperaturi mai mari de Ac3 , călire urmată apoi de o revenire joasă (vezi figura 12.2, b). Astfel, în strat şi în miez are loc recristalizarea şi finisarea granulaţiei. Dar, în stratul carburat superficial are loc o supraîncălzire deoarece temperatura optimă de călire a oţelurilor hipereutectoide este mai sus de Ac1 şi sub Acem.

De aceea, piesele cu destinaţie specială sunt supuse, după cementare, unei căliri duble, cu o revenire ulterioară joasă (figura 12.2, c). La prima călire, de la temperatura de aproximativ 30 – 50 C mai sus de Ac3 are loc recristalizarea miezului piesei cu formarea unor grăunţi fini de austenită, ce asigură fineţea produşilor de descompunere. În acelaşi timp, reţeaua de cementită secundară, din stratul superficial, se dizolvă. La încălzirea pentru cea de-a doua călire, martensita, ce se obţine după prima călire, suferă o revenire, formându-se astfel carburi globulare care măresc duritatea stratului superficial hipereutectoid. În plus, la a doua călire de la temperaturi mai mari cu 30 – 50 C decât Ac1 se asigură un grăunte fin în stratul superficial.

După un asemenea tratament termic, stratul hipereutectoid superficial va avea o structură de martensită de revenire, cu incluziuni de carburi globulare. Structura miezului este determinată de compoziţia chimică a oţelului. La cementarea unui oţel carbon, datorită călibilităţii scăzute, miezul are o structură ferito-perlitică.

Oţelul aliat, prin cementare, permite obţinerea în miez a unei structuri de sorbită, troostită sau chiar martensită, dar, datorită concentraţiei scăzute de carbon, miezul va avea o rezistenţă la şoc ridicată.

168

Nitrurarea oţelurilor

Nitrurarea reprezintă procesul de îmbogăţire cu azot a stratului superficial a unei piese din oţel. Scopul nitrurării constă în formarea unui strat superficial cu o duritate ridicată, rezistenţă la uzură, la coroziune în apă, sau în mediu umed.

Procesul de nitrurare constă ăn menţinerea timp îndelungat (60 ore) a piesei în atmosferă de amoniac la 500 – 600 °C. La temperaturi mai ridicate se formează nitruri mult mai voluminoase, iar duritatea scade. Nitrurarea se efectuează în retorte din oţel, ermetic închise, în care se introduce amoniac. Retorta se introduce într-un cuptor de încălzire. Amoniacul, la încălzire se descompune în azot şi hidrogen:

NH3 3H + NAtomii activi de azot pătrund prin difuzie în reţeaua fierului . Se formează astfel nitruri de fier dar

care nu au durităţi suficient de mari. Duritatea ridicată a stratului nitrurat este dată de nitrurile elementelor de aliere, în primul rând a cromului, molibdenului şi aluminiului. Pentru un oţel aliat cu toate cele trei elemente (Cr, Mo, Al) duritatea startului nitrurat atinge 1200 HV, în timp ce prin carburare şi călire duritatea nu depăşeşte 900 HV.

Datorită durităţii mari a nitrurilor elementelor de aliere, se supun nitrurării oţeluri mediu aliate cum ar fi 38MoCrAl09, 30MoCrNi20, 34MoCrNi15, 50VCr11, 41CrNi12, 41MoCr11.

Sunt supuse nitrurării piesele în stare finită, pentru care s-a încheiat deja procesul de tratament termic final şi de prelucrare mecanică (călire cu revenire înaltă la 600-675 °C, temperatura care este mai înaltă decât temperatura de nitrurare). Prin tratamentul termic final, piesa este formată din sorbită, cu rezistenţă şi tenacitate mari. Acest tip de structură se păstreză în miezul piesei şi după nitrurare. Rezistenţa mecanică ridicată a masei metalice de bază este necesară pentru ca stratul nitrurat să nu se distrugă în exploatare. Duritatea ridicată obţinută prin nitrurare nu necesită tratamente termice ulterioare aplicate pieselor. Acesta este principalul avantaj al nitrurării.

Zonele care nu se nitrurează sunt protejate printr-un strat subţire de plumb, depus electrolitic (10 – 15 m), sau sticlă topită. Adâncimea stratului nitrurat este cuprins între 0,3 – 0,6 mm. Datorită temperaturilor scăzute ale procesului, viteza de nitrurare este mai scăzută decât cea de cementare, fiind sub 0,01 mm / h.

Faţă de cementare, nitrurarea prezintă câteva avantaje, dar şi dezavantaje.Avantajele constau în:- duritatea şi rezistenţa la uzură a stratului superficial mult mai ridicate decât în cazul cementării- menţinerea acestor valori ridicate ale proprietăţilor mecanice la temperaturi de încălzire de până

la 500 °C- rezistenţa la coroziune ridicată- în stratul nitrurat se formează tensiuni interne de compresiune care cresc rezistenţa la oboseală.

În plus, după nitrurare nu este necesară călirea fapt ce permite evitarea apariţiei defectelor ce ar putea însoţi călirea.

Dezavantaje:- durata mai îndelungată a procesului de nitrurare faţă de cel de cementare- necesitatea utilizării oţelurilor aliate care sunt scumpe; de aceea nitrurarea se aplică în cazul

unor piese cu destinaţii speciale pentru care calitatea stratului superficial este absolut necesară.

Nitrurarea este un tratament termic care se aplică în construcţia de maşini pentru obţinerea de piese precum: instrumente de măsură, cămăşi de cilindru, roţi dinţate, pinioane, bucşe, arbori cotiţi şi altele.

Carbo-nitrurarea oţelurilor

Carbo-nitrurarea (cianurarea) reprezintă procesul de îmbogăţire superficială cu carbon şi azot a produselor din oţel. Scopul principal al carbo-nitrurării constă în creşterea durităţii şi rezistenţei la uzură a oţelurilor.

169

Pentru carbo-nitrurare, încălzirea se efectuează fie în săruri topite, ce conţin NaCN sau KCN, fie în mediu gazos format dintr-un amestec de CH4 şi NH3. Compoziţia şi proprietăţile stratului cianurat depind de temperatura la care se efectuează cianurarea.

În funcţie de temperatura procesului, se disting:

- carbo-nitrurarea de temperatură înaltă (850 – 950 °C)- carbo-nitrurarea de temperatură joasă (500 – 600 °C)

Cu cât temperatura de cianurare este mai mare, cu atât îmbogăţirea în azot va fi mai scăzută, iar în carbon mai ridicată. Difuzia comună a carbonului şi azotului decurge mai repede decât difuzia fiecăruia dintre aceste două elemente chimice considerate separat.

Pentru carbo-nitrurarea de joasă temperatură, stratul superficial se îmbogăţeşte preponderent în azot. De regulă sunt supuse carbo.nitrurării de joasă temperatură sculele tăietoare ăn stare finită din oţeluri rapide cu scopul de a le conferi o rezistenţă la uzură şi o rezistenţă „la roşu” mai ridicate. După carbo-nitrurarea de joasă temperatură nu se aplică revenire. Adâncimea stratului cianurat este de 0,01-0,04 mm, iar duroitatea de 1000 HV.

După carbo-nitrurarea de temperatură înaltă pe o adâncime de 0,6 – 1,8 mm, în decurs de 3-10 ore, piesele sunt supuse unei căliri şi unei reveniri joase. Duritatea după acest tratament termic este de 59-62 HRC.

În comparaţie cu stratul carburat, stratul carbo-nitrurat are valori de durităţi şi de rezistenţă la uzură mai mari şi de asemenea o rezistenţă la coroziune mai ridicată. În băi de săruri topite se pot carbo-nitrura piese mici, cum sunt de exemplu cele din mecanismele de ceasuri, piese pentru care este suficientă obţinerea unui strat cu adâncime mică.

Dezavantajul carbo-nitrurării constă în costul relativ ridicat al procesului, legat de necesitatea respectării stricte a normelor de securitate a muncii, datorită toxicităţii ridicate a sărurilor cu cianuri.

Metalizarea prin difuzie

Metalizarea prin difuzie reprezintă procesul de îmbogăţire prin difuzie cu diferite metale a straturilor superficiale a oţelurilor. Piesele a căror suprafaţă se îmbogăţeşte cu aluminiu, crom, siliciu, bor, capătă proprietăţi deosebite, cum ar fi rezistenţa la temperaturi ridicate, rezistenţa la coroziune, duritate şi rezistenţa la uzură.

Metalizarea se poate produce în mediu solid, lichid sau gazos. La metalizarea în mediu lichid, piesa este imersată în topitura de metal. La metalizarea în mediu solid sau gazos, îmbogăţirea are loc cu ajutorul compuşilor clorului cu metalul (AlCl3, CrCl3, SiCl4) care la temperaturile de 1000-1100 °C intra în reacţie cu fierul, formând elementele de difuziune în formă activă.

La alitare (îmbogăţire cu aluminiu) care se efectuează de obicei în amestecuri pulverulente sau de aluminiu topit, piesele capătă o rezistenţă la coroziune ridicată datorită formării unei pelicule de Al2O3, care protejează materialul de oxidare. Grosimea stratului este de aproximativ 0,2-0,5 mm.

Prin cromare se asigură o rezistenţă la coroziune gazoasă la temperaturi de până la 800 °C si de asemenea rezistenţă la coroziune în apă dulce, apă de mare şi acizi. Grosimea stratului este de aproximativ 0,2 mm.

Silicizarea adică îmbogăţirea în siliciu, conferă materialului rezistenţă la coroziune în acid azotic, acid clorhidric şi acid sulfuric. Procedeul se aplică pentru piese utilizate în industria chimică şi petrolieră. Grosimea stratului variază între 0,3-1,0 mm.

Borizarea conferă stratului superficial o duritate extrem de mare (1800-2000 HV), rezistenţă la uzură şi la coroziune în diferite medii. Borizarea se efectuează cel mai adesea prin electroliza de săruri topite (de exemplu Na2B2O7) situaţie în care piesa din oţel este pe post de catod. La temperatura de 150 °C, la suprafaţă se formează borură de fier foarte dură, cu o grosime de strat de 0,1-0,2 mm.

170

Capitolul 12

METODE DE CREŞTERE A REZISTENŢEI MECANICE A OŢELURILOR ŞI ALIAJELOR METALICE

12.1 Durificarea structurii prin precipitate disperse

Durificarea prin dispersie are loc la îmbătrânirea multor aliaje supuse anterior la o călire de punere în soluţie. Acest tip de durificare se aplică aliajelor pe bază de aluminiu, cupru, nichel, cobalt, oţelurilor de construcţie slab-aliate şi altor tipuri de aliaje. Duritatea creşte ca urmare a formării dintr-o soluţie solidă suprasaturată a unor precipitate durificatoare disperse.

Superioritatea aliajelor durificatoare prin dispersie constă în aceea că acestea pot fi supuse la diversele procedee de deformare plastică pentru fabricarea de piese cu forme variate, în starea iniţială în care elementele de aliere se află dizolvate în soluţia solidă suprasaturată, după care se aplică durificarea prin dispersie propriu-zisă a piesei.

Valoarea maximă a limitei de curgere la temperatura camerei a aliajelor de aluminiu, durificate prin dispersie ce conţin Cu, Mg, Zn fără utilizarea prelucrării la rece prin presiune, poate atinge valori de 700 MPa, pentru aliaje de cupru aliate cu beriliu în jur de 1000-1100 MPa, iar pentru aliaje de nichel de tip nimonic – 1400 MPa.

În oţeluri, fazele durificatoare pot fi carburile, nitrurile sau compuşii intermetalici. Compuşii intermetalici de tipul NiAl, NiTi, Ni3Ti, Ni3Al, Ni3(Ti, Al) reprezintă faze durificatoare pentru oţelurile austenitice sau martensitice, cât şi pentru aliaje pe bază de nichel sau cobalt.

Pentru creşterea concomitentă a durităţii şi a rezistenţei la temperaturi scăzute a oţelurilor, se aplică microalierea cu elemente puternic carburigene şi nitrogene. În acest scop se utilizează metalele grupelor IV şi V secundare: vanadiul, niobiul, titanul şi zirconiul. Carbo-nitrurile asigură o durificare prin dispersie evidentă, o finisare a granulaţiei de austenită şi a grăuntelui real al oţelului. Acţiunea cea mai eficientă a carbo-nitrurilor asupra proprietăţilor oţelului se semnalează pentru un asemenea conţinut de elemente de aliere şi o asemenea temperatură de austenitizare astfel încât faza durificatoare trece în soluţie într-o cantitate suficientă pentru durificarea prin dispersie ulterioară, rămânând o cantitate insolubilă satisfăcătoare care este necesară pentru formarea de bariere ce frânează creşterea grăunţilor la încălzire.

Experienţa de exploatare a oţelurilor micro-aliate a arătat că, pentru o durificare prin dispersie eficientă compoziţia chimică optimă este: vanadiu până la 0,12 %, niobiu până la 0,06%, titan până la 0,04%. Pentru o concentraţie mai mare, aceste incluziuni insolubile difuzează la limita de grăunte, reprezentând regiuni cu densităţi scăzute, ducând la creşterea fragilităţii.

Dizolvarea la încălzire a carbo-nitrurilor de vanadiu şi niobiu în austenită au loc la temperaturi mai înalte decât compuşii pe bază de vanadiu. Dizolvarea integrală a carbonitrurilor de vanadiu se încheie la 800 – 900 °C, iar cea a carbonitrurilor de niobiu în jur de 1100 °C. Astfel se explică necesitatea microalierii cu vanadiu a oţelurilor pentru piese turnate ce sunt supuse la încălzire în timpul tratamentelor termice până la 900 – 950 °C, în timp ce pentru oţelurile cu conţinut de niobiu este necesară încălzirea până la 1100 °C.

În figura 141 sunt indicate valori de solubilitate ale carbonitrurilor de vanadiu, niobiu, titan şi nitrură de aluminiu în austenită. Zona haşurată corespunde formării carbonitrurilor complexe. Pentru toate elementele (mai ales pentru titan) solubilitatea carburilor este mai mare decât a nitrurilor.

Pentru apariţia efectului maxim al durificării prin dispersie la microalierea cu vanadiu, carbonitrurile de vanadiu trebuie să se dizolve integral în austenită la încălzire. Dar prin aceasta se înlătură „barierele” ce frânează creşterea de grăunte. Pentru menţinerea barierelor se recomandă utilizarea combinaţiei de elemente chimice la microaliere.

Astfel, prin utilizarea concomitentă a vanadiului şi aluminiului, vanadiul asigură durificarea prin precipitare, iar aluminiul prin nitrura de aluminiu care s e dizolvă în austenită la temperaturi mult mai înalte, asigură finisarea granulaţiei de austenită, împiedicând creşterea acesteia la încălzire prin „barierele” ce frânează creşterea de grăunte. Adaosul suplimentar de titan conferă un efect pozitiv datorită

171

formării nitrurilor de aluminiu într-o zonă de temperatură mai joasă şi datorită împiedicării formării nitrurilor de aluminiu peliculare.

Figura 141 – Dependenţa solubilităţii în austenită a carbonitrurilor în funcţie de temperatura de încălzire. Pe abscisă sunt indicate cantităţile de element metalic corespunzător carbonitrurării ce trece în soluţie.

12.2. Tratamente termo-mecanice combinate

Tratamentele termo-mecanice reprezintă una dintre metodele cele mai eficiente de creştere a rezistenţei la rupere a oţelurilor cu înaltă rezistenţă mecanică. Acţiunea combinată a deformării plastice şi a tratamentului termic permite modificarea în mod mai substanţial a structurii materialului metalic.

Tratamentul termo-mecanic constă din deformarea plastică a austenitei, urmată de răcire rapidă ulterioară şi revenire joasă. În funcţie de temperatura la care are loc deformarea, se disting:

- tratament termo-mecanic de temperatură înaltă (TTMTI)- tratament termo-mecanic de joasă temperatură (TTMTJ)

În cadrul TTMTI deformarea plastică are loc în domeniul austenitei stabile la temperaturi mai mari de Ac3, iar pentru TTMTJ – la temperaturi corespunzătoare stabilităţii relative a austenitei, adică la 350 –500 C (figura 142). TTMTJ, care în SUA este denumit „ausforming” se utilizează de obicei pentru oţeluri aliate de construcţie, care au un interval larg de timp de stabilitate a austenitei sub temperatura de recristalizare.

Deformarea plastică provoacă fragmentarea grăunţilor de austenită şi formarea unei structuri în mozaic cu o densitate mare de dislocaţii. Răcirea rapidă permite menţinerea structurii austenitice fine până la momentul transformării martensitice. Viteza mare de răcire este foarte importantă pentru TTMTI deoarece împiedică dezvoltarea procesului de recristalizare cumulativă (adică de creştere a grăunţilor prin coalescenţă la recristalizare).

Cu cât granulaţia austenitei iniţiale supusă deformării plastice este mai fină cu atât mai dispersă va fi structura martensitei ce se formează. Martensita moşteneşte fineţea austenitei deformată plastic. Carbonul prin tratament termo-mecanic iese din soluţia solidă sub formă de carburi fin disperse.

În comparaţie cu tratamentul termic obişnuit, tratamentul termo-mecanic ridică rezistenţa oţelului cu 20-30% cu creşterea concomitentă a plasticităţii şi tenacităţii. Creşte rezistenţa la oboseală, scade tendinţa de formare a fisurilor şi pragul de tranziţie ductil-fragil.

172

Figura 142 – Schema durificării prin tratament termo-mecanic

Avantajul tratamentului termo-mecanic de temperatură înaltă (TTMTI) faţă de cel termo-mecanic de temperatură joasă (TTMTJ) şi faţă de deformarea plastică controlată, constă în faptul că deformarea plastică se produce la temperaturi înalte care nu necesită presiuni specifice mari şi dispozitive de deformare puternice. Stabilitatea ridicată a austenitei permite deformarea oţelului nu numai prin laminare, dar şi prin forjare sau matriţare. Acest fapt lărgeşte considerabil paleta dispozitivelor care pot fi utilizate pentru durificarea prin tratament termo-mecanic. TTMTI este din punct de vedere tehnologic mult mai eficient, putând fi aplicat pentru fabricarea de piese metalice cu secţiuni mari şi configuraţii complexe.

Procesele de TTMTI sunt utilizate pentru creşterea proprietăţilor de rezistenţă şi de plasticitate ale laminatelor sub formă de tablă sau profilate din oţeluri pentru construcţii. Deformarea plastică a austenitei se realizează în laminoare.

Tehnologia TTMTI include:- încălzirea metalului până în starea austenitică (cu 70 – 100 °C mai sus de Ac3);- răcirea semifabricatelor până la temperatura de deformare (800 – 900 °C);- laminarea la temperatura de deformare cu un grad de deformare de 35-50%;- răcire rapidă (călire) la martensită în apă sau alte medii de răcire;- revenire joasă (200-300 °C);Durata deformării plastice nu trebuie să depăşească timpul minim de stabilitate a austenitei deformate,

în domeniul transformării perlitice şi bainitice. Prin aceasta se asigură absenţa în oţel după călire a produşilor de transformare nemartensitici.

Intervalul admis de prelucrare pentru fiecare marcă de oţel se stabileşte pe baza diagramelor termo-cinetice de transformare a austenitei deformate. În funcţie de marca oţelului şi gradul de deformare aplicat, intervalul de prelucrare variază de la câteva secunde, pentru oţelurile carbon, la câteva zeci şi sute de secunde pentru oţelurile aliate.

În urma TTMTI aplicat oţelurilor pentru construcţii rezultă valori ale rezistenţei mecanice de 1800-2200 MPa, cu alungiri relative de 8-12% tenacitate specifică de 50-90 J/cm2, iar rezistenţa la solicitări ciclice poate creşte de 2 sau mai multe ori alături de alte caracteristici ale materialului metalic.

Finisarea suplimentară a granulaţiei şi creşterea uniformităţii structurale se atinge prin normalizarea intermediară. Acest proces de tratament termic a fost elaborat în Japonia şi se numeşte SHT – Sumimoto High Toughness – proces de tenacitate ridicată. Oţelul, după laminare, este răcit rapid, încălzit din nou până la temperatura de normalizare şi supus unei laminări finale la temperaturile scăzute de la sfârşitul normalizării. În figura 143 este indicat schematic procesul SHT, cu un tratament termo-mecanic obişnuit şi normalizare.

173

TTMTI, aplicat oţelurilor austenitice rezistente la coroziune de tipul Cr18-Ni10 permite, chiar şi la răcirea laminatului în aer, creşterea limitei de curgere până la 500 MPa cu o alungire relativă în jur de 50%. Oţelurile austenitice rezistente la coroziune pot fi supuse durificării prin laminare la temperaturi criogenice. Tehnologia durificării acestora include:

- răcirea semifabricatelor în azot lichid;- laminarea în câteva treceri la temperaturi criogenice cu un grad mediu de deformare de 30%;- revenire la temperaturi de 250-200 °C;

Figura 143 – Schema procesului SHT (Sumimoto High Toughness):1 – austenită cu granulaţie mare încălzită la temperaturi înalte; 2 – grăunţi alungiţi de austenită; 3 –

austenită cu granulaţie mare recristalizată; 4 – grăunţi alungiţi de austenită cu multiple domenii feritice; 5 – ferită cu granulaţie mare; 6 – austenită cu granulaţie fină, încălzită la temperaturi puţin mai mari de Ac3; 7 – austenită ultra-fină după laminare la cald; 8 – laminare obişnuită; 9 – procesul SHT (Ar1); 10 –laminare la cald; 11 – normalizare;

Ca urmare a acestei tehnologii de tratament termic, în oţelurile austenitice se ating rezistenţe mecanice de 2000 MPa, cu plasticităţi relativ ridicate.

Tratamentul termo-mecanic se utilizează pentru creşterea proprietăţilor mecanice ale oţelurilor de scule sau ale oţelurilor durificabile prin precipitare, ale câtorva tipuri de aliaje de titan, în particular ale aliajelor cu memoria formei pe bază de Ni-Ti.

12.3. Reglarea granulaţiei prin tratamente termo-ciclice

Dimensiunea finală a grăuntelui de oţel depinde de diferiţi factori: compoziţia chimică a oţelului microstructura iniţială viteza de încălzire în intervalul de transformare structurală temperatura maximă de încălzire timpul de menţinere deasupra punctului Ac3

numărul de cicluri încălzire rapidă - răcire;Ciclurile repetate de transformare fazică la încălzire şi răcire permit finisarea grăuntelui iniţial de

austenită până la punctajul 14 după scara ASTM (diametru mediu de grăunte de 3-5 m).Această metodă poate fi de asemenea utilizată şi pentru alte materiale metalice, care prezintă

transformări structurale apropiate prin caracteristicile lor de oţeluri.

174

Oţelul căruia i se aplică tratament termo-ciclic, în comparaţie cu oţelurile tratate termic clasic, prezintă proprietăţi de rezistenţă mecanică mult mai mari, cu scăderea concomitentă a temperaturii ductil-fragil la temperaturi mult inferioare. Tratamentul termo-ciclic conferă oţelurilor o asemenea durificare pentru care creşterea proprietăţilor de rezistenţă se realizează fără scăderea plasticităţii sau a rezilienţei.

Tratamentul termo-ciclic, prin granulaţia fină pe care o realizează, asigură creşterea capacităţii de matriţare a oţelurilor şi chiar trecerea materialului metalic în stare de superplasticitate.

Tratamentul termo-ciclic îmbunătaţeşte tenacitatea zonei de influenţă termică (ZIT) la sudarea electrică sub zgură a plăcilor de gabarit ridicat din oţel de calitate superioară Mn-Ni-Mo-V pentru diverse dispozitive din centrale nucleare. Practic, combinarea tratamentului termo-ciclic cu sudarea electrică sub zgură este foarte simplă. Aceasta se realizează sincron odată cu trecerea culisorului de răcire cu apă prin deplasarea inductorului alimentat cu curenţi de înaltă frecvenţă. După sudarea electrică sub zgură, rezilienţa metalului KCU este de 26 J/cm2, în zona de influenţă termică (ZIT) la 20oC, iar după 5 cicluri de tratament termo-ciclic aceasta creşte la 158 J/cm2.

În urma a 3 cicluri de transformare fazică ( γ) aplicate unei table groase de oţel carbon (0,19 –0,28%C; 0,75 – 1%Mn) s-a obţinut o structură foarte fină, cu cementită globulară, tratament care a permis, faţă de tratamentele clasice, scăderea cu 25oC a temperaturii de tranziţie ductil-fragil, creşterea tenacităţii la rupere cu 30-40% la temperaturi de până la -100oC. Pentru materiale metalice supuse tratamentelor termo-cicilice limita de rezistenţă la oboselă la 5000 de cicluri a fost de 490 MPa, în comparaţie cu 430 MPa pentru starea îmbunătăţită.

Utilizarea tratamentelor termo-ciclice pentru aliaje de aluminiu, titan, nichel, a permis de asemenea creşterea caracteristicilor de tenacitate la rupere, de rezistenţă la oboseală. În plus, tratamentele termo-ciclice aplicate aliajelor Al - Mg – Si pot înlocui cu succes operaţia lungă de îmbătrânire artificială, ridicând totodată plasticitatea de 1,5 - 1,7 ori.

Capitolul 13PERSPECTIVE ALE ŞTIINŢEI MATERIALELOR ÎN SPAŢIUL COSMIC

Teoretic, se poate afirma faptul că cosmosul reprezintă un laborator gigant, ce oferă condiţii experimentale imposibil de creat pe pământ. În laboratoarele terestre nu există imponderabilitate de durată, iar pentru crearea de câmpuri magnetice foarte scăzute, de vid avansat, sau de temperaturi apropiate de zero absolut sunt necesare consumuri uriaşe de energie şi materiale. În plus, spre deosebire de condiţiile de pe Terra, în cosmos, condiţiile enumerate mai sus apar simultan.

Primele experimente tehnologice, efectuate în anii ’60-’70 ai secolului trecut la bordul laboratoarelor cosmice „Soyuz-6” (Rusia) şi „SkyLab”(SUA), au permis realizarea următoarelor operaţii: sudare cu fascicul electronic, tăierea de diferite aliaje de aluminiu, titan sau oţeluri ausenitice Cr-Ni de tipul Cr18-Ni10.

Pe staţiile orbitale americane sau ruseşti, sau în cadrul programelor comune „Soyuz”-„Apollo” s-au efectuat o serie de cercetări privind influenţa imponderabilităţii asupra proceselor de solidificare a aliajelor metalice şi materialelor semiconductoare.

Schema unui cuptor universal de fabricaţie americană destinat cercetărilor experimentale este arătat în figura 144. Probe din materiale multicomponente au fost introduse în ampule de cuarţ sub vid şi dispuse în trei zone, două dintre acestea fiind menţinute la temperatură constantă: în zona fierbinte la 1100oC, iar în zona rece la 700oC. Între aceste zone izoterme se află o zonă – gradient, în care temperatura de-a lungul cuptorului variază treptat de la 1100 până la 700oC. În timpul efectuării proceselor experimentale, nu se efectuează manevre pe orbită, iar motoarele sunt deconectate.

Ampulele din zona fierbinte au fost umplute cu aluminiu (densitatea de 2,7g/cm3) şi cu wolfram granulat (densitatea de 19,3g/cm3). Ca urmare a topirii şi a solidificării ulterioare a aluminiului în condiţii de imponderabilitate, s-a obţinut un material compozit cu o distribuţie uniformă a componenţilor şi proprietăţi uniforme în tot volumul.

175

Figura 144 – Schema cuptorului pentru experimente tehnologice în cosmos utilizat în timpul programului „Soyuz”-„Apollo”: 1 – înveliş din oţel inoxidabil; 2 – insert termic din grafit; 3 – strat izolator; 4 – insert termic din cupru; 5 – bloc de eliberare a căldurii; 6 – ampule; 7 – bloc de încălzire din grafit;

În zona - gradient a fost topită o lamă solidă de material semiconductor din germaniu aliat cu 2% siliciu. Topirea s-a efectuat începând cu capătul fierbinte al zonei, înaintând treptat spre capătul rece. După solidificarea în sens invers topirii, în cristalul semiconductor s-a obţinut o structură omogenă cu o distribuţie uniformă a incluziunilor. O asemenea structură a permis obţinerea de semiconductori cu caracteristici electrice net superioare faţă de semiconductorii obţinuţi în condiţii terestre. Producţia cosmică de materiale semiconductoare de calitate superioară poate fi din punct de vedere economic foarte avantajoasă, ţinând seama că necesarul anual al acestor materiale nu reprezintă o cantitate mare.

În cea de-a treia ampulă cu pulbere de aluminiu, după topire şi solidificare, granule separate au format datorită forţelor de întindere superficială, nu o structură compactă ca în condiţii terestre, ci un material poros cu o distribuţie uniformă a porilor.

Imponderabilitatea permite în cosmos obţinerea de amestecuri de metale omogene, care în condiţiile terestre s-ar fi stratificat după densităţi la solidificare. Astfel, s-ar putea obţine: aliaje de Fe- Pb cu proprietăţi magnetice unice; Cu-Al cu proprietăţi antifricţiune excelente, având incluziuni disperse de grafit, Sn şi Pb; materiale pentru contacte electrice cu rezistenţă la uzură ridicată, cum ar fi compozitele armate cu particule sferice solide (wolfram sau oxizi) într-o matrice din plastic cu conductibilitate electrică bună.

Datorită imponderabilităţii şi forţelor de întindere superficiale din cosmos, s-ar putea obţine, în principiu bile cu formă sferică ideală pentru rulmenţi, care ar putea lucra în condiţii ideale, fără frecare sau lovire. În plus, dacă s-ar injecta, înainte de solidificare, o cantitate de gaz inert în interiorul bilei lichide, ce pluteşte liber sub formă de picatură în condiţii de imponderabilitate, s-ar obţine o sferă goală la interior, care este mult mai durabilă pentru rulmenţi decât bilele pline. Pentru creşterea suplimentară a rezistenţei la uzură şi la coroziune se pot fabrica sfere multi-strat. După solidificarea primului strat, se aplică pe acesta următoarea topitură din alt metal, care datorită umectării înfăşoară sfera în întregime.

În condiţii cosmice este posibilă obţinerea semifabricatelor prin metoda turnării prin adeziune. Metalul sau nemetalul topit este adus în interiorul sau în exteriorul unei forme de turnare speciale. Ca urmare a umectării şi a imponderabilităţii, topitura umple uniform forma de turnare, distribuindu-se pe toată suprafaţa acesteia (vezi figura 145). Prin acest procedeu de turnare prin adeziune se pot obţine diferite forme constructive multi-strat, cu configuraţii complexe, din materiale cu densităţi diferite şi temperaturi de topire diferite.

Pentru elemente semiconductoare mari din siciliu sau germaniu, este nevoie, în afară de o puritate avansată, obţinerea de cristale cu structuri ideale, având axe cristalografice cu orientare ideală. În condiţii de gravitaţie, sunt inerente apariţiile de deformări şi defecte de reţea cristalină. Monocristale uniforme se pot obţine în cosmos prin metoda topirii zonale fără creuzet (figura 46). Obţinerea monocristalului dintr-o lamelă policristalină are loc în vid, în interiorul unui cuptor. Încălzirea se face cu laser. Uniformitatea

176

încălzirii se asigură prin existenţa unor manşoane care asigură rotaţii pe diferite direcţii. Topirea fără creuzet, spre deosebire de cea în creuzet, permite obţinerea de monocristale fără impurităţi, din materiale cu diferite temperaturi de topire.

Figura 145 – Piesă multi-strat, care poate fi fabricată în cosmos prin turnare prin adeziune.

În cristalele de germaniu, obţinute prin cristalizare dirijată efectuată la bordul „Kosmos-1645”, densitatea de dislocaţii este de 2-3 ori mai scăzută decât densitatea corespunzătoare cristalelor similare obţinute prin metode tradiţionale.

Posibilităţile funcţionale ale sticlelor din noua generaţie sunt determinate de uniformitatea chimică, structurală, precum şi de puritatea acestora. În condiţii terestre, sticlele sunt inerent impurificate de materialele creuzetului, iar la topire, apărând curenţi de convecţie, apar în sticle variaţii de densitate. Acest fapt duce la diminuarea calităţii atât a sticlelor optice tradiţionale, cât şi a unor sticle cu puritate deosebit de mare, proces bazat pe metoda topirii fără creuzet şi menţinerii topiturii prin forţele de presiune radială a câmpului acustic.

Figura 146 – Schema de obţinere de cristale în cosmos prin metoda topirii zonale cu ajutorul unei raze laser; 1 – materialul iniţial; 2 – încălzitor auxiliar; 3 – topitură; 4 – rază laser, 5 – monocristal; 6 –amorsă; 7 – termoizolaţie;