Bazele Teoretice ale Tratamentelor Termice by Horatiu Vermesan

Horaţiu VERMEŞAN Pavel MUDURA George VERMEŞAN

Alex. Ilie BERAR

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

EDITURA UNIVERSITĂŢII DIN ORADEA 2001

Descrierea CIP a Bibliotecii Naţionale Bazele teoretice ale tratamentelor termice/ Vermeşan Horaţiu , Mudura Pavel, Vermeşan George, Berar Alexandru Ilie, Oradea: Editura Universutăţii din Oradea, 2000 165 p. 24cm Bibliogr. ISBN 973-8083-91-5 I. Vermeşan Horaţiu II. Mudura, Pavel III. Vermeşan, George IV. Berar Alexandru Ilie 621.78(075.8)

Tehnoredactare computerizată : Horaţiu VERMEŞAN Pavel MUDURA

Horaţiu VERMEŞAN

Pavel MUDURA

George VERMEŞAN

Alex. Ilie BERAR

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Coordonarea lucrării: Şef lucrări dr. ing. Horaţiu VERMEŞAN

Referent ştiinţific : Prof. univ. dr. ing. Alexandru MUNTEANU Prof. univ. dr. ing . Eugen BICSAK

Contribuţia autorilor la realizarea lucrării a fost următoarea: Şef lucrări dr. ing. Horaţiu VERMEŞAN (Universitatea Tehnică din Cluj-Napoca): Cap. 1; Cap. 2; Cap.3; Cap.4; Cap. 7; coordonarea ştiinţifică a lucrării. Şef lucrări dr. ing. Pavel MUDURA (Universitatea din Oradea) : Cap. 5; Cap. 6; Cap. 9, Cap. 10. Prof. univ. dr. ing. George VERMEŞAN (Universitatea Tehnică din Cluj-Napoca): Cap.11; Cap. 12. Ing. Alexandru Ilie BERAR : Cap.8 Cap. 13

CUPRINS PREFAŢĂ………………………………………………………...…..…….8 DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE……………………...10 Capitolul 1 OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR TERMICE…… ………………………………………….…...15 BIBLIOGRAFIE……………..…….…………………………….…...21 Capitolul 2 METODE DE STUDIU ALE TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE…………..…………. …………...………...22 2.1 Difracţia cu raze X……………………...………...……………...23 2.2 Analiza metalografică……………………………...………….…25 2.3 Analiza dilatometrică…………………………….……...…….…39 2.4 Analiza termică……………………………..……...…………….45 2.5 Analiza magnetică……………………………..………………...47 2.6 Analiza termogravimetrică…...……….………………………....48 BIBLIOGRAFIE……………..…….……..………………………….49 Capitolul 3 TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA INCĂLZIRE…....50 3.1 Generalităţi……………………………...…………………....….50 3.2 Transformarea α →γ în cursul încălzirilor lente……….………...53 3.3 Transformarea α →γ în cursul încălzirilor rapide, fără menţinere…………………………………………………...…….53 3.4 Transformarea α →γ în cursul încălzirilor cu menţinere izotermă……………...………………………………………….56 3.5 Influenţa structurii iniţiale asupra transformării α →γ la încălzire…………...……………………………………………...58 3.6 Mărimea grăuntelui austenitic…….……..………...…………….60 BIBLIOGRAFIE……………………………………………………...70 Capitolul 4 TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE………………………….…….…...….……………..71 4.1 Diagramele TTT la răcire în condiţii izoterme……………..…..71 4.2 Diagramele TTT la răcire continuă……………...…………….…83 4.3 Aplicaţii practice ale diagramelor TTT………………..…….…..94 4.4 Transformarea austenitei în perlită ( transformarea perlitică).....105

4.5 Transformarea austenitei în martensită (transformarea fără difuzie)…………...…………………………………….…..…...113 4.6 Transformarea austenitei în bainită ( transformarea intermediară)………………...……………………………….....121 BIBLIOGRAFIE …….……………………………….……………..127 Capitolul 5 PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA TRATAMENTELOR TERMICE………………………………….………. ….…..128 5.1 Austenita…………..……………………..……...……………....129 5.2 Ferita……………………………………………...……...……..131 5.3 Cementita……………………………… ………...…….……..136 5.4 Perlita…..……………………………………………………….139 5.5 Bainita………………………………………………………..…141 5.6 Martensita………………………………………………..……..143 5.7 Alte structuri…………………………………………….……...144 BIBLIOGRAFIE………………………………………………...….146 Capitolul 6 RECOACEREA DE OMOGENIZARE…………. …….….147 BIBLIOGRAFIE…………………………………………………….155 Capitolul 7 RECOACEREA DE NORMALIZARE..……………..….....156 7.1 Parametrii tehnologici…………..………….…………………...158 7.2 Aplicaţii……...……………………………….…………………163 BIBLIOGRAFIE………………..…………………………………...166 Capitolul 8 RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE) ...…...167 BIBLIOGRAFIE……………..………………………………...……176 Capitolul 9 RECOACEREA DE RECRISTALIZARE……….…….….178 BIBLIOGRAFIE……………...……………………………………..189 Capitolul 10 RECOACEREA DE DETENSIONARE……...………......190 BIBLIOGRAFIE…………….…………………………………...….205 Capitolul 11 CĂLIREA ÎN VOLUM..……...………………..….……….206 11.1 Consideraţii generale………………………...………...…...…206 11.2 Parametrii tehnologici…………………………………....……207 11.3 Metode de călire……………...………………...………….….214

11.4 Călibilitatea……………………………………………....……227 11.4.1 Factori care influenţează călibilitatea………...…...…...230 11.4.2 Metode pentru determinarea călibilităţii……..……...…233 11.4.3 Aplicaţii practice ale călibilităţii……………..……..….245 11.5 Defecte de călire………………………………………...….…254 BIBLIOGRAFIE…………….………………………………………262 Capitolul 12 REVENIREA…………………..………….………...….…264 12.1 Consideraţii generale………………………………………….264 12.2 Stadiile revenirii. Comportarea la revenire a oţelurilor carbon şi aliate…….………………………………………….264 12.3 Evoluţia proprietăţilor mecanice……….…….……….….…....271 12.4 Parametrii tehnologici ai revenirii………………..………..….276 12.5 Fragilitatea la revenire………………………………………...281 12.6 Previziunea prin calcul a durităţii după revenire…..….………285 BIBLIOGRAFIE…………….…………………………………...….294 Capitolul 13 PATENTAREA SÂRMELOR.………….………...….……295 13.1 Etapele procesului de patentare……………………....……….295 13.2 Utilaje şi instalaţii pentru patentare…………...……………....298 13.3 Temperatura de austenitizare…………………..………...……302 13.4 Durata de menţinere (viteza sârmei)…………………………..304 13.5 Temperatura de patentare…………………...….……………..305 13.6 Durata de patentare………………...……………………….…306 BIBLIOGRAFIE………………………………………………….…308

PREFAŢĂ Deşi în prezent aria de răspândire şi utilizare a aliajelor metalice se extinde cu repeziciune, oţelurile rămân, prin diversitatea nuanţelor şi aplicaţiilor industriale, a transformărilor de fază în stare solidă şi a proprietăţilor posibil de obţinut, cele mai studiate aliaje metalice. Aspectul relativ complicat al diagramei Fe-Cem., interesantul polimorfism al fierului, prezenţa liniilor de solubilitate variabilă în carbon şi elemente de aliere ale fierului α şi ale fierului γ , existenţa unei transformări eutectoide, puternic influenţate de modul de încălzire, şi mai ales de răcire, toate fac din oţelul un aliaj destinat studiului principiilor de bază ale aplicării tratamentelor termice. Înţelegerea acestor principii ce stau la baza regimurilor termice aplicate oţelurilor carbon şi slab aliate serveşte, de cele mai multe ori, formării unei imagini corecte şi de ansamblu asupra aplicării tratamentelor termice asupra altor aliaje metalice. Lucrarea de faţă, elaborată de un colectiv de cadre didactice din Cluj-Napoca şi Oradea, constituie atât un îndrumător de principii şi de metode cât şi, mai ales, o sursă de date şi informaţii tehnice (relaţii, tabele, diagrame, micrografii etc.) necesare aplicării practice a principalelor operaţii de tratamente termice. În prima parte , după ce se prezintă importanţa aplicării tratamentelor termice asupra structurii şi implicit asupra proprietăţilor oţelurilor, se continuă cu trecerea în revistă a principalelor metode de analiză şi de studiu a structurilor metalografice şi a transformărilor de structură ce pot avea loc sub efectul încălzirii şi răcirii cu diferite viteze de răcire. Următoarele două capitole analizează în amănunt aceste transformări şi influenţa pe care o au diverşii factori precum viteza de încălzire şi răcire, compoziţia chimică, structura iniţială momentului încălzirii şi răcirii şi regulile de interpretare şi citire ale diagramelor TTT la răcire izotermă şi continuă. În capitolul 5 sunt prezentate proprietăţile structurilor de echilibru posibil; de obţinut prin diferite modalităţi de răcire, iar în capitolele următoare sunt analizate principalele operaţii de tratament termic: recoacerea, călirea martensitică şi revenirea.

PREFAŢĂ

Desigur în ultimii ani au mai fost publicate lucrări de acest gen, dar ce o deosebeşte în mod cert de aceste publicaţii este faptul că lucrarea de faţă poate interesa un public mai larg începând cu studenţii specializărilor tehnice care se pregătesc în domeniul materialelor metalice, până la specialiştii cercetători şi inginerii confruntaţi cu realităţile industriale curente ale acestui domeniu.. Acest lucru este posibil întrucât alături de teoriile clasice ce explică principiile de bază, regăsibile şi în alte lucrări, cartea de faţă conţine şi o serie de noutăţi culese din reviste şi lucrări de specialitate apărute în ultimii ani. În consecinţă, prevăd că această lucrare va cunoaşte un succes deosebit, datorat atât bogăţiei informaţiilor furnizate cât şi dorinţei de a stârni curiozitatea unui cât mai larg şi numeros public interesat.

Prof. dr. ing. Alexandru MUNTEANU

DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE Actualul nivel de dezvoltare al civilizaţiei umane cât şi progresul ei în viitorul apropiat, se datoreşte în mare măsură folosirii de către om a materialelor şi aliajelor acestora, etc. De aceea este pe deplin justificată preocuparea de a stabili în mod ştiinţific vechimea preocupărilor metalurgice ale omenirii. Recentele descoperiri arheologice dovedesc că omul a cunoscut şi folosit metalele (primele fiind Au, Cu şi Fe meteoritic) mult mai devreme decât se presupunea până nu demult. În baza unor dovezi materiale incontestabile, cercetările efectuate până acum au demonstrat că metalele au fost descoperite în epoca neoliticului timpuriu. Cu peste 3.000 ani (î.e.n.) fierul obişnuit din meteoriţi era foarte rar şi mai apreciat decât aurul, servea la confecţionarea bijuteriilor şi a diferitelor podoabe. Numai cu 1.500 de ani î.e.n. se poate vorbi de o utilizare a fierului pentru arme şi unelte. Prima unealtă de fier a fost descoperită în 1837 într-o piramidă din Egipt având peste 5.000 de ani vechime. Probabil că o astfel de unealtă a fost folosită la tăierea pietrelor pentru piramide. În urma analizei chimice s-a constatat că pe lângă carbon mai conţine şi puţin nichel. Tratamentele termice, această succesiune de operaţii constând în încălziri şi răciri la temperaturi stabilite şi cu viteze convenabil alese, sunt strâns legate de primele prelucrări ale metalului. În timpul şi după prelucrările metalului omul a observat că unele unelte sunt mai tari şi mai durabile dacă se face o răcire mai rapidă. Odată cu folosirea oţelului elaborat direct din minereu în cuptoare tip gropi, s-a observat că dacă se face răcirea rapidă la oţelurile cu conţinut mare de carbon se obţine o creştere substanţială a durităţii şi rezistenţei. Prin aceste observaţii se pune în evidenţă tratamentul termic cel mai utilizat „CĂLIREA". Deci, acest tratament termic a fost cunoscut de foarte mult timp. Totuşi, prima descoperire a acestui tratament termic o găsim în capodopera marelui poet epic grec HOMER, Odiseea (sec. IX - VIII î.e.n.). O altă descriere, mai detailată despre călire o găsim în lucrarea lui Pliniu cel Bătrân (Caius Plinius Secundus) din sec. I, intitulată „Istoria naturală". In părţile despre mineralogie se vorbeşte şi despre călirea oţelului, unde se recomandă ca obiectele subţiri din oţel să fie călite în ulei, deoarece în apă există pericolul să devină fragile. Iată deci că se punea problema .rolului mediului de răcire. Deja în mileniu VII î.e.n. se cunoştea că duritatea Cu, Au şi Fe meteoritic se poate mări prin ciocănirea la rece cu ajutorul pietrelor tari. Un mileniu mai târziu se aplica pentru prima dată recoacerea cuprului. În Egipt şi Mesopotamia, în mileniu IV se producea fier spongios care se prelucra prin ciocănire la cald după recoacere. Există unele indicaţii, după care prin anii 1300-1400 î.e.n. în Armenia s-ar fi produs fier pudlat, iar în Caucazul de nord s-ar fi cunoscut practica călirii suprafeţelor metalice de fier. In anul 500 î.e.n. în India şi Damasc se fabrică oţel prin carburare care avea proprietăţi superioare.

DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE

În evul mediu tratamentele termice s-au dezvoltat foarte mult, apărând o adevărată artă a călirii. Operaţiile de călire aplicate la fabricarea pieselor pentru armament erau ţinute secret şi erau practicate de anumite persoane care nu-şi divulgau meseria. Datorită modificărilor spectaculoase ale proprietăţilor în urma aplicării tratamentelor termice, se considera că aceste tehnologii au la bază un fenomen mistic, idei care s-au păstrat în unele centre industriale mai înapoiate şi după cel de-al doilea război mondial, aşa cum precizează A.J. HICK în revista Metalurgia din Marea Britanie. Astfel se arată că există idei despre tratamente termice care pot constitui subiecte de haz chiar la sfârşitul secolului XX, ca de exemplu: • stimularea procesului de carburare prin introducerea în amestecul de carburare a prafului de mumie sau a cărnii de viperă; • utilizarea oamenilor cu părul roşu pentru efectuarea operaţiilor de tratamente termice; • efectuarea tratamentelor termice în condiţii de întuneric şi cu uşile şi geamurile închise, pentru a nu stârni furia puterilor divine. Toate aceste păreri aduc un deserviciu progresului în domeniul tratamentelor termice, dacă nu sunt explicate ştiinţific cum au apărut şi ce rol au jucat la vremea respectivă. Stimularea cementării prin folosirea prafului de mumie se explică prin faptul că în majoritatea cazurilor la mumificare se folosea nisip radioactiv, care introdus în amestecul de cementare ridică nivelul energetic al procesului de difuzie. Folosirea oamenilor cu părul roşu la operaţiile de călire poate fi justificată de lipsa de aparatură precisă de măsurare a temperaturii pieselor supuse călirii, ştiind că oamenii cu părul roşu au o sensibilitate mai bună a ochiului în spectrul roşu, ceea ce conduce la o apreciere mai bună a temperaturii. Efectuarea tratamentelor termice în condiţii de întuneric are de asemenea scopul de apreciere mai exactă a temperaturii. Din evul mediu timpuriu şi până în sec. XVI dominaţia arabă s-a bazat şi pe priceperea în fabricarea săbiilor. Aceste săbii, în Japonia erau utilizate cu câteva secole înainte, ceea ce a permis să-şi apere teritoriul. Nu se cunosc încă modalităţile prin care au fost obţinute aceste săbii, care au avut un rol determinant în menţinerea dominaţiei în zona mediteraneană. Există o serie de presupuneri şi de legende legate de fabricarea săbiilor, care sunt cunoscute sub denumirea de săbii de Damasc, săbii de Toledo, japoneze, ş.a. Se pare că cele mai valoroase erau săbiile de Damasc. Folosirea lor zilnică nu deteriora tăişul, erau atât de ascuţite încât tăiau chiar şi un fir de lână lăsat să cadă liber. Ele se puteau deosebi şi după sunetul rezultat în urma lovirii. Sunetul lung, foarte clar, cristalin, scos de aceste săbii ne arătau că oţelul este lipsit de cavităţi, impurităţi şi fisuri. După un vechi manuscris arab, reţeta fabricării săbiilor ar fi următoarea: o panglică de oţel era încălzită şi bătută cu ciocanul în timp ce era trasă de două perechi de boi. Subţiată cu acest laminor primitiv, panglica de oţel era îndoită, bătută şi întinsă din nou. Când se socotea că subţiatul s-a terminat, meşterul armurier îşi lua un sclav, mangal, ciocane, nicovale şi ieşea din Damasc la miezul nopţii, mergând spre răsărit o zi şi o noapte. In ziua următoare, sclavul tăia doi boi şi din pielea lor făcea foale cu care să înteţească focul. La miezul nopţii următoare meşterul şi sclavul aprindeau focul şi puneau în funcţiune foalele. Când jăratecul era încins introducea în el lama de oţel, astfel ca vârful ei să fie îndreptat spre răsărit. Sclavul începe să mişte foalele până când cădea sleit de oboseală. În tot acest timp, meşterul bătea cu ciocanul lama de oţel, ca să-i dea forma finală. În zori,

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

când metalul avea culoarea roşie a soarelui ce răsărea, meşterul scotea lama din foc şi o înfigea în inima sclavului ca să o călească în sânge. Scotea apoi lama de oţel şi o învârtea deasupra capului în timp ce rostea o rugăciune. În cele din urmă, cu o lovitură puternică tăia dintr-o dată capul sclavului. Dacă această ultimă încercare reuşea sabia era fără greş şi meşterul se întorcea la Damasc. Meşterii din Damasc atunci când îşi căleau săbiile în sânge uman, nu făceau decât să caute o temperatură a mediului de călire cât mai constantă, temperatură pe care metalurgiştii de astăzi au reuşit să o menţină printr-un termostat electric, înlocuind sângele cu un ulei. Învârtirea săbiilor deasupra, în timp ce se rosteau rugăciuni, era o metodă de călire în aer, cronometrată mulţumită rugăciunilor care durau un timp delimitat. Primele cercetări ştiinţifice~ care au explicat fenomenele de tratament termic au fost efectuate de Reaumur (Rene Antoine Ferchault de REAUMUR 1683-1757), iar adevăratele progrese în aplicarea unor tehnologii moderne sunt legate de dezvoltarea fizicii şi chimiei. P.P. Ananosov în lucrarea „Despre oţelurile de Damasc" foloseşte microscopul în anul 1831, observând aşa numita structură „harasan" (desene harasan). El arată că proprietăţile superioare ale oţelului din care s-au confecţionat săbiile de Damasc se datorau elementelor de aliere Cr, Mn, Si ş.a. Prima descriere a tratamentului termochimic a fost făcută de Georg Agricola în 1540 (De Re Metallica). În 1863 SORBY a pus în evidenţă microstructura oţelului prin metoda atacului chimic, fiind dezamăgit de lipsa de interes a industriei, faţă de această descoperire. În 1864 MARTENS a folosit tehnica fotografică pentru a înregistra structura marcând în acest fel naşterea metalografiei. În lucrările sale a denumit cele două structuri metastabile ale oţelului: sorbita şi martensita. Prin studiile lui SORBY şi MARTENS se pun bazele legăturii dintre structură, proprietăţi şi procedeele de fabricaţie ale produselor. Anul 1868 marchează un pas important în studiul transformărilor structurale la oţeluri prin descoperirea de către Cernov a punctelor critice A1 şi A3 (a, b) deasupra cărora trebuie încălzit oţelul pentru ca să-şi modifice structura şi proprietăţile. Cinetica transformării structurale este studiată în 1930 de GROSSMAN DEVENPORT şi BAIN (SUA) construindu-se primele diagrame TTT. Studiile moderne efectuate de COTTRELL (Marea Britanie) FRENKEL (URSS) şi READ (USA) au permis cunoaşterea unor noi aspecte privind transformările structurale ce au dus la perfecţionarea tehnologiilor de tratament termic. Dacă excludem din aprecierea noastră cea mai veche epocă istorică, cea paleolitică, în care omul nu ajunsese să cunoască şi să valorifice încă metalele, începând din epoca următoare, cea neolitică se poate spune că pe teritoriul României a existat o permanentă activitate de extragere şi prelucrare a diferitelor metale aflate în subsol, activitate care a consemnat cu fiecare epocă istorică, un pas în dezvoltarea continuă, în perfecţionarea tehnologiei acestei nobile şi complexe îndeletniciri. Descoperirea fierului are o importanţă colosală, el fiind cea mai însemnată dintre toate materiile prime, care a jucat un rol revoluţionar în istorie. Deşi noul metal prezenta calităţi superioare, metalurgia bronzului a continuat să se dezvolte mai cu seamă la începutul epocii hallsttiene. Cercetările recente au evidenţiat vestigii ale procesului de obţinere a fierului prin reducere din minereu datând din epoca hollstottionă în mai puţin de opt aşezări răspândite în diferite zone ale teritoriului carpato - danubiano - pontic.

DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE

Teritoriul României, comparativ cu celelalte spaţii europene, se situează printre cele dintâi centre ale continentului nostru în care s-a dezvoltat o metalurgie extractivă reducătoare a fierului. Cucerirea Daciei de către romani la începutul secolului II e.n. a dus la amplificarea valorificării bogăţiilor miniere. Ei au înţeles să continue această activitate, folosind experienţa şi forţa de muncă a băştinaşilor daci, buni cunoscători ai mineritului. Totodată, au căutat să refacă potenţialul acestei exploatări, aducând aici colonii de mineri din întregul imperiu. S-a acordat importanţă atât minereurilor din fier, cât şi celor de Au, Ag şi Cu. Criza stăpânirii romane din secolul III e.n., neputinţa de a mai face faţă, în continuare, asaltului popoarelor migratoare, a avut drept consecinţă schimbări ale cursului vieţii social-economice, ea fiind un fenomen general, cuprinzând spaţii de la gurile Dunării până la Atlantic şi nu un fenomen specific unui anumit teritoriu. Retragerea romanilor din a doua jumătate a secolului III e.n. de pe teritoriul Daciei nu a făcut însă ca activitatea de extragere şi prelucrare a minereurilor să înceteze. Cercetările au dovedit pe deplin că în ceea ce priveşte valorificarea minereurilor de fier, aceasta a continuat în toată perioada sec. IV-VII. In secolele XIV-XVII, în ceea ce priveşte tehnica propriu-zisă se remarcă, comparativ cu situaţia din epoca precedentă, introducerea mai cu seamă în metalurgia reducătoare, de procedee şi mijloace mai perfecţionate menite să conducă la creşterea randamentului economic şi a producţiei. Aplicarea pe scară mai mare în feudalismul dezvoltat a noilor procedee tehnice de extracţie a metalului din minereu a avut ca primă consecinţă mărirea capacităţii cuptoarelor-furnale capabile de un randament economic ridicat; în acest fel la dispoziţia metalurgiei prelucrătoare au putut fi puse cantităţi mai mari de metale corespunzătoare cerinţelor mereu crescânde ale societăţii. Realizându-se temperaturi ridicate (peste 1000°C) s-a putut obţine o răspândire mai uniformă a carbonului în pasta metalică, rezultând un oţel de mai bună calitate. Prelucrarea propriu-zisă a metalelor a fost şi ea impulsionată ajungându-se la elaborarea unor calităţi de oţeluri apreciabile, care au sporit eficacitatea uneltelor agricole şi meşteşugăreşti elaborate din acest metal. Analiza de laborator efectuată asupra unor piese de metal prelucrate în atelierele de fierărie de la Suceava, din a doua jumătate a secolului XV, au furnizat date deosebit de interesante privind elaborarea de către meşteşugarii suceveni a unui oţel de calitate superioară. In afară de cuiele prelucrate în mod obişnuit la cald dintr-un fier moale, se întâlnesc şi exemplare realizate dintr-un oţel mai bun, conţinând peste 0,3 % C, deci o proporţie teoretic acceptabilă pentru obţinerea unui metal cu calităţi deosebite. Interese deosebite prezintă, însă, structura lamelor de cuţit. Micrografia lor arată că pentru confecţionarea acestor lame s-a aplicat un procedeu care, până acum, n-a fost identificat în epocile anterioare. Este vorba de tratamentul termochimic de carburare, în vederea realizării unei calităţi superioare de oţel, prin difuzia în masă metalică a carbonului în proporţii corespunzătoare, cca 0,8 %. S-au identificat, în grosimea lamei de cuţit, trei straturi carburate totalizând un număr de şapte poziţii diferite, ce reprezintă variaţia conţinutului de carbon de la o poziţie la alta. Deci, meşterii suceveni, trebuiau să cunoască bine procedeul de carburare în mediu solid. Unele analize metalografice efectuate pe obiecte metalice descoperite pe

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

teritoriul Transilvaniei arată că meşteşugarii transilvăneni foloseau acest procedeu de la finele secolului XIV. Elaborarea oţelului prin metoda amintită a avut o mare importanţă prin aplicabilitatea oţelului în diferite sectoare ale economiei medievale. In 1868 s-a pus în funcţiune la Reşiţa primul convertizor Bessemer care transforma fonta lichidă direct în oţel lichid, la numai câţiva ani de la inventarea noului procedeu. Tot aici, în 1876 s-au pornit primele cuptoare Martin. Toate acestea întăresc concluzia că din punct de vedere tehnologic, din cele mai vechi timpuri, pe teritoriul României metalurgia a fost la un nivel comparabil cu al ţărilor dezvoltate.

Capitolul 1

OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR TERMICE Prin tratamente termice înţelegem o succesiune de operaţii constând în încălziri, menţineri şi răciri efectuate în anumite medii, cu respectarea unor condiţii de : temperatură, durată, viteză de încălzire şi răcire, aplicate produselor (semifabricate, piese şi scule) pentru a produce modificări în structura materialului acestora. Aceste modificări de structură conduc la schimbarea proprietăţilor tehnologice, fizico-chimice şi mecanice ale produselor. Astfel, scopul tratamentelor termice este obţinerea unor anumite structuri, care să dea produsului proprietăţile dorite, fără a schimba forma piesei şi nici starea de agregare a materialului. Tratamentele termice reprezintă deci, procese tehnologice în urma cărora produsele obţin proprietăţi noi. În întreaga lume tratamentele termice sunt privite într-o lumină nouă. Acest domeniu, care nu cu prea mult timp în urmă era privit ca o anexă de ordin secundar în procesele de fabricaţie, a devenit în prezent unul dintre subiectele cele mai discutate. Nici o întreprindere care doreşte să fabrice produse competitive pe piaţa mondială nu poate neglija importanţa tratamentelor termice. Aplicarea tratamentelor termice unor piese metalice, poate duce la mărirea durităţii şi a rezistenţei la rupere a lor (tab. 1.1), deci şi a rezistenţei admisibile, de 2 – 4 ori şi prin aceasta, micşorarea apreciabilă a dimensiunilor pieselor respective. Astfel, prin aplicarea unor tratamente termice, se realizează una dintre principalele căi de obţinere a economiilor de metal, de înlocuire a aliajelor scumpe şi deficitare cu altele mai ieftine. Din aceste motive tratamentul termic joacă un rol deosebit în alegerea materialelor produselor, în funcţie de solicitările la care acestea sunt supuse. În urma tratamentului termic, nu numai că proprietăţile materialului devin mai bune faţă de cele avute înainte, dar acesta primeşte proprietăţi noi, pe care nu le avea în stare turnată sau prelucrată la rece sau la cald. Astfel, tratamentul termic contribuie la lărgirea domeniului de utilizare a materialelor. Toate aceste aspecte conduc, în cele din urmă, la creşterea eficienţei economice.

Martensită de revenire Martensită cu car bon scăzut, bainită

Călire şi revenire la temperatură joasă Călire şi revenire la temperatură joasă Tratament termomecanic

Construcţii mecanice (oţeluri de cementare)

Construcţii mecanice (oţeluri de îmbunătăţire)

Bainită şi 10-20% austenită reziduală

Călire izotermă

Construcţii mecanice (oţeluri de îmbunătăţire)

Sorbită de revenire

Imbunătăţire (călire şi revenire înaltă)

220-300

75-140

140-200

140-170

80-120

55-65

Ferită + sorbită

Normalizare

Idem

R daN/mm2 50-60

MICROSTRUCTURA

Ferită+ perlită

Fără tratament termic

TRATAMENTUL TERMIC

Construcţii metalice

OŢELUL

55-130

130-170

120-145

60-100

35-45

30-40

E daN/mm2

6-8

9-15

6-13

8-10

13-17

18-25

A %

3-4

6-12

2,8

4-6

6-8

8-12

6-10

KCU daNm/cm2

PROPRIETĂŢI MECANICE

Tabelul 1.1 Influenţa tratamentelor termice asupra caracteristicilor mecanice ale diferitelor tipuri de oţeluri [1]

16 BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR TERMICE

Tratamentele termice ocupă locuri bine determinate în fluxul tehnologic de fabricaţie al produselor metalice ( fig. 1. 1 ). Ele se aplică atât în combinatele şi uzinele producătoare de semifabricate ( laminate pline, ţevi, table, benzi, sârme ), cât şi în întreprinderile prelucrătoare şi constructoare de maşini, utilaje, aparataj, piese şi scule. Aplicarea unor tratamente termice incorecte poate duce la rebutarea produselor. În cazul tratamentelor termice finale – care se aplică în majoritatea cazurilor pieselor finite, după care nu se mai aplică prelucrări mecanice, decât unele operaţii de rectificare – valoarea rebuturilor poate fi mult mai mare decât la tratamentele termice preliminare, deoarece produsele sosite la secţiile de tratament termic au înmagazinate în ele o mare cantitate de manoperă. Efectuarea unor tratamente termice incorecte, în cele mai multe cazuri, duce la rebutarea produsului, ceea ce presupune pierderea, nu numai a materialului produsului şi a manoperei tratamentelor termice, ci şi a manoperei înglobate în produs până la tratamentul termic, care la piese de forme complicate poate avea valori mari. De aici rezultă importanţa foarte mare a executării corecte a tratamentelor termice, pentru a se reduce la minim valoarea rebuturilor şi a se obţine şi pe această cale economii însemnate. Ridicarea continuă a performanţelor instalaţiilor, maşinilor, utilajelor şi aparatelor necesită a se asigura materialelor metalice proprietăţi care să asigure valori cât mai mari caracteristicilor mecanice şi fizico-chimice. Aceste proprietăţi sunt strâns legate de compoziţia chimică şi mai ales, de structură. Influenţa cea mai importantă asupra structurii, respectiv asupra proprietăţilor mecanice, o au tratamentele termice. Stabilirea unui tratament termic raţional se bazează pe cunoaşterea dependenţei dintre structura şi proprietăţile materialelor precum şi a modului în care se produc transformările de structură în diferite condiţii. Valoarea teoretică a rezistenţei la rupere (σt –forţa necesară separării atomilor) a materialelor metalice este foarte mare. Astfel, de exemplu, în cazul fierului, prin calcul s-a stabilit că : σt = 21000 N / mm2 , în timp ce valoarea reală a rezistenţei la rupere este : Rm =300 N / mm2. Rezultă că rezistenţa teoretică este de 70 de ori mai mare. Aceste diferenţe se explică prin aceea că la calculul teoretic al rezistenţei la rupere a materialului (σt), se porneşte de la modelul unui cristal ideal, cu reţea cristalină fără defecte. Existenţa defectelor interne, în jurul cărora se concentrează tensiunile şi pot apărea fisuri de dimensiuni microscopice care pot amorsa ruperea, duc la scăderea rezistenţei la rupere. O influenţă foarte mare asupra rezistenţei la

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 1.1 Schema generală a ciclului tehnologic de fabricare a pieselor din oţel [2]

OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR TERMICE

rupere a unei piese metalice, o are starea suprafeţei acelei piese: compoziţia chimica, structura şi tensiunile remanente ale stratului superficial. Rezistenţa medie a probelor din unul şi acelaşi material depinde foarte mult de dimensiunile probelor. Odată cu micşorarea dimensiunii probei, se micşorează şi probabilitatea ca în secţiunea ei activă să existe un defect structural, care să provoace ruperea prematură. Teoria care explică diferenţa dintre rezistenţa teoretică şi cea reală a corpurilor solide porneşte de la ipoteza unei structuri teoretic perfectă, a cristalelor : - dacă cristalul s-ar rupe ca rezultat al depăşirii simultane a legăturilor interatomice de-a lungul unei anumite suprafeţe, tensiunile necesare pentru aceasta ar fi foarte mari, asemenea rezistenţă nu se întâlneşte la nici unul din materialele metalice utilizate în practică; - dacă, însă, ruperea porneşte de la defectele cauzate de distribuţia locala a atomilor pe această suprafaţă (dislocaţii), atunci devine explicabilă valoarea mică a rezistenţelor la rupere a cristalelor reale. Valoarea rezistenţei reale a materialelor metalice poate fi exprimată cu o relaţie de forma : Rm =   σt , în care  este un coeficient care ia în considerare proporţia de atomi care participă la actul elementar al deformării plastice sau al ruperii. Pentru creşterea rezistenţei materialelor se pot folosi deci două căi: - obţinerea unor materiale metalice lipsite de dislocaţii ( respectiv împiedecarea formării dislocaţiilor ); - crearea în materialul metalic a unui număr mare de defecte structurale, pentru ca, prin concentrarea tensiunilor în jurul acestor defecte, să se antreneze un procent de atomi mai ridicat, care să participe la rezistenţa materialului. În ultimii ani s-au obţinut cristale metalice filiforme ( grosime de câţiva microni şi lungime de câţiva milimetrii ) care posedă rezistenţă apropiată de cea teoretică. Obţinerea de cristale de dimensiuni macroscopice, complet lipsite de defecte, reprezintă însă o problemă foarte dificilă la ora actuală, practic imposibilă, de aceea în viitorul apropiat nu se poate conta pe posibilitatea utilizării acestei metode de ridicare a rezistenţei materialelor. Obţinerea de materiale cu un număr foarte mare de defecte (dislocaţii, vacanţe, ş.a. ) uniforme şi egal distribuite este calea prin care se realizează practic mărirea rezistenţei. Defectele existente în materiale

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

constituie focare de supratensionare şi cu cât vor exista mai multe într-un cristal, cu atât va fi mai mare tensiunea medie la care va începe o deformare plastică sensibilă. Practic s-a constatat că aliajele eterogene de mare dispersie sau metalele cu reţea cristalină alterată prin deformare plastică la rece ( ecruisare ) posedă rezistenţă ridicată spre deosebire de metalele pure sau soluţiile solide omogene. Prezenţa unui număr mare de focare de supratensionare face să lucreze împotriva forţelor exterioare o fracţiune mai mare din totalul atomilor. Densitatea de dislocaţii se poate exprima cu relaţia:  = L / V [ cm-2 ]

(1.1)

Rezistenţa la deformare

unde: L este lungimea totală a dislocaţiilor din cristal, în cm; V - volumul dislocaţiilor din cristal, în cm3 ;  - densitatea de dislocaţii.

Fig. 1.2 Variaţia rezistenţei la deformare în funcţie de densitatea de dislocaţii

Densitatea de dislocaţii, 

Figura 1.2 sugerează grafic, căile de creştere a rezistenţei materialelor metalice, ceea ce presupune limitarea posibilităţilor de deplasare a dislocaţiilor prin folosirea interacţiunii dintre ele sau prin folosirea altor factori structurali (atomi dizolvaţi, margini de grăunţi sau de subgrăunţi, faze precipitate, faze secundare, deformaţii ale reţelei produse prin transformări de faze în stare solidă, ş.a.). Prin tratamente termice se poate influenţa în mare măsură asupra factorilor structurali care favorizează creşterea lui  ( dimensiunea grăunţilor, faze precipitate, particule de faze secundare ). Deplasarea dislocaţiilor implică deplasarea unei părţi a cristalului faţă de cealaltă, de aceea introducerea unor atomi străini în reţeaua metalului de bază împiedecă deplasarea dislocaţiilor. Efectele alierii asupra durificării

OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR TERMICE

sunt importante când soluţiile solide sunt suprasaturate, în afară de echilibru. Prin tratamentul termic de călire ( atât călirea de punere în soluţie, cu unele excepţii, cât şi călirea martensitică ) se aduc soluţiile solide în afară de echilibru şi prin aceasta se obţine o creştere a rezistenţei. De exemplu, prin călirea oţelului se asigură: creşterea accentuată a densităţii de dislocaţii, subdivizarea ultrafină a grăunţilor de martensită în macle, mărunţirea granulaţiei fazei iniţiale prin răcire şi producerea unor importante deformaţii elastice datorate trecerii de la sistemul de cristalizare cubic la cel tetragonal. Toate acestea, prin interacţiunea cu dislocaţiile, produc durificarea. Astfel că prin călire se realizează cele mai importante creşteri de duritate şi rezistenţă. Tratamentele termice duc şi la crearea unor anumite tensiuni interne în structurile superficiale care contribuie la mărirea rezistenţei la oboseală. Privitor la tratamentele termice s-a emis „paradoxul energetic”: deşi sunt mari consumatoare de energie, ele conduc în final la economii de energie. Acest lucru se explică prin aceea că aplicarea tratamentelor termice face să crească durabilitatea pieselor şi ca urmare se consumă energie mai puţină cu obţinerea pieselor. În ceea ce privesc tehnologiile de tratament termic şi cele de ingineria suprafeţelor, poate fi emis şi „paradoxul ecologic” în sensul că ele contribuie la poluarea mediului, dar ţinând seama de consecinţele pozitive privind reducerea consumurilor de materiale şi energie, în final ele contribuie la reducerea poluării mediului.

BIBLIOGRAFIE 1. LACHTINE, I., Metalographie et traitements thermiques des metaux, quatrieme edition, Edition MIR- Moscou, 1986. 2. VERMEŞAN, G., Principiile de bază ale tratamentelor termice, curs 1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca.

Capitolul 2

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE Studiul aspectelor metalurgice ale tratamentelor termice se confundă cu analiza transformărilor la încălzire şi la răcire, precum şi la menţinerea la temperatură constantă, fiind necesară descrierea unor metode susceptibile de a fi utilizate pentru aceste analize. Astfel se face distincţie între metodele ce permit detectarea şi identificarea fazelor existente sau nou apărute în oţel în urma unui tratament termic şi metodele ce permit urmărirea continuă a transformărilor structurale şi care sunt bazate pe studiul fenomenelor fizice care însoţesc modificările de structură ce au loc pe parcursul încălzirii, menţinerii la temperatură constantă şi răcirii cu diferite viteze de răcire . Transformările alotropice corespund schimbărilor din reţeaua cristalină, iar metoda cea mai directă care poate fi luată în considerare pentru studiul şi determinarea structurii cristalografice este cea prin difracţie cu raze X sau cu electroni. Aceste metode sunt utilizate cu totul excepţional pentru urmărirea structurii la temperaturi ridicate, din cauza creşterii amplitudinii vibraţiilor ionilor din reţeaua cristalină. Din contră, ele se utilizează frecvent după aducerea probelor la temperatura camerei , pentru studierea nu numai a eventualelor schimbări de fază, ci şi a altor fenomene cum ar fi precipitarea şi recristalizarea. Analiza microscopică optică sau electronică , de asemenea poate fi folosită ca o metodă directă, care se efectuează în general la temperatura camerei. Se poate spune că, de la inventarea de către Le Chatelier a microscopului metalografic cu măsuţă superioară, microscopia optică, completată în prezent prin microscopia electronică, este o metodă de bază pentru studiul tratamentelor termice. Pe lângă aceste metode directe, se pot enumera un număr de alte metode, indirecte, care pornesc de la modificările câtorva mărimi fizice intervenite în cursul tratamentului termic, cum ar fi: modificarea volumului; degajarea sau absorbţia de căldură; variaţia proprietăţilor magnetice ( în acest caz transformarea nu este însoţită de o modificare sesizabilă a proprietăţilor pentru că aceasta este efectuată la o temperatură sub 7700 C, punctul Curie al fierului  ). Metodele corespunzătoare sunt: analiza dilatometrică; analiza termică; analiza termică diferenţială; studiul rezistivităţii; analiza magnetică.

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

În funcţie de problema studiată, utilizarea unuia sau alteia dintre metodele prezentate este mai mult sau mai puţin recomandată. În acest capitol se dau câteva detalii despre fiecare dintre ele şi se insistă pe analiza metalografică şi dilatometrică, care sunt cele două metode de bază pentru studiul fenomenelor metalurgice puse în evidenţă în cursul tratamentelor termice.

2. 1 Difracţia cu raze X Lungimea de undă a razelor X este de acelaşi ordin de mărime cu parametrii reţelei cristaline. Difracţia (reflexia) razelor X, de către atomii situaţi în plane cristalografice paralele, are loc numai dacă este satisfăcută legea lui Wulff-Bragg: n·λ=2·d·sinθ

(2.1)

în care: d este distanţa dintre planele paralele cele mai apropiate; θ - unghiul de incidenţă al razei cu planul atomic; λ - lungimea de undă a razelor; n - ordinul difracţiei. Studiul structurii fine a materialelor metalice cu ajutorul difracţiei, care se mai numeşte şi radiocristalografie, permite măsurarea precisă a parametrilor reţelei cristaline, identificarea şi măsurarea cantitativă a fazelor cristaline. Fiecare fază cristalină produce spectre de difracţie caracteristice naturii sale. Fiecare spectru constă dintr-o succesiune de maxime corespunzând fiecare unei familii de plane atomice ( hkl ). Metoda cea mai cunoscută este metoda Debye – Scherrer , care se aplică materialelor policristaline sau pulberilor şi utilizează o cameră de difracţie cilindrică cu filmul pe peretele lateral şi cu proba de formă cilindrică aşezată pe axa camerei. Razele X difractate sunt înregistrate pe filmul fotografic sub forma unor linii - arce de cerc , perechi două câte două. Se identifică distanţele interplanare d (relaţia 2.1) pentru probă, care sunt apoi comparate cu cele aflate pe fişe ASTM, obţinute pornind de la faze pure sau izolate. O altă metodă, metoda difractometrică face apel la tehnica goniometrică: razele X sunt detectate ca poziţie unghiulară şi ca intensitate cu ajutorul unui contor Geiger – Müller proporţional sau prin scintilaţie. Se poate, de asemenea,

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

folosi tehnica monocromatoarelor cu cristale curbate sau cu focalizare, acestea fiind metodele Seemann – Bohlin prin reflexie sau prin transmisie . În metalurgie se utilizează mult difracţia cu raze X pentru măsurarea proporţiei de austenită reziduală, deoarece prezenţa acestei faze în oţelurile martensitice influenţează asupra proprietăţilor mecanice precum şi asupra stabilităţii dimensionale a acestora. Pentru determinări se măsoară raportul intensităţilor razelor de difracţie ale fazelor α si γ. Aceste metode cu film folosesc o cameră Bragg – Bretano sau o cameră Debye – Scherrer. Înnegrirea filmului este analizată cu microdensimetrul. Intensitatea razelor difractate este proporţională cu suprafaţa înregistrărilor, după corecţiile fondului continuu. Pentru deducerea proporţiei de austenită în raport cu intensitatea sunt necesare mai multe corecţii; se preferă adesea metoda relativă ce utilizează o etalonare prealabilă. În cazul texturii cristaline de orientare preferenţială, intensitatea nu este uniformă de-a lungul direcţiilor de difracţie. Un montaj particular, utilizând probe semisferice permite eliminarea efectului texturii. Difracţia cu raze X este la fel de precisă pentru studiul fenomenelor de precipitare în oţeluri. Totuşi, când volumul de precipitate este prea scăzut (mai mic de 31), este convenabil să se concentreze materialul dispersat printr-o extracţie electrolitică a precipitatelor. Pornind de la reziduurile de extracţie, se obţine uşor o diagramă Debye – Scherrer. Ni s-a părut oportună descrierea sumară a acestor tehnici de extracţie electrolitică ce aduce mari servicii într-un laborator de metalurgie şi care constă în izolarea precipitatelor prin disoluţie selectivă din matrice. Extracţia electrolitică este bazată pe trasarea şi interpretarea curbelor intensitate – potenţial sau curbelor de polarizare. Se poate aproxima că, întrun aliaj, în prezenţa mai multor faze, se poate considera că în cursul disoluţiei electrolitice la potenţial constant, fiecare fază are propria sa cinetică de disoluţie. Cunoaşterea curbelor de polarizare referitoare la fiecare din diversele faze permite alegerea potenţialului la care se va efectua atacul, modul în care va avea loc disoluţia selectivă. Este de dorit să se poată studia în prealabil probele având separată structura fiecăruia din constituenţii de aliere. Din păcate, rar se posedă o probă masivă constituită din particulele pe care încercăm să le extragem. Din contră, în cele mai multe cazuri, se poate pregăti o probă conţinând precipitatul de studiat şi o probă în care acelaşi precipitat este pus în soluţie; compararea curbelor de polarizare a celor două probe permite determinarea potenţialului la care atacul pasiv poate fi făcut pentru ca matricea să fie atacată selectiv.

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

2. 2 Analiza metalografică Studiul structurii care determină proprietăţile produselor, se poate face la diferite măriri ( fig. 2.1). Pe baza acestor măriri se vorbeşte de structură macroscopică (măriri până la 30-50 ori), de structură microscopică (măriri de la 100 la câteva zeci de mii de ori) şi de structură reticulară (atomică), (măriri mai mari de 500000 ori). În mod obişnuit studiul microstructurii se face cu microscopul optic, microscopul electronic cu baleiaj şi cu microscopul electronic cu transmisie.

Fig. 2.1 Scara analizelor metalografice [1]

Structura macroscopică ne arată că metalele sunt alcătuite dintr-un mare număr de grăunţi (cristale) şi permite: examinarea suprafeţelor de rupere, a suprafeţelor formate prin: solidificare, depunere electrochimică, condensare etc. sau a celor pregătite special prin polizare şi şlefuire, iar apoi atacate cu un reactiv chimic. Astfel se pot face aprecieri asupra: prelucrării prealabile (elaborare, turnare, solidificare, prelucrări plastice, tratamente termice etc.), neomogenităţilor, defectelor, modului de rupere. Microscopul metalografic utilizat în metalurgie este un microscop optic care funcţionează pe baza reflexiei luminii (fig.2.2). Părţile principale ale acestui microscop sunt: măsuţa pe care se aşează proba de studiat şi care permite mişcarea ei, dispozitivul de iluminare, dispozitivul de observare constituit dintr-un obiectiv, un ocular şi/sau ecran (pentru proiectarea imaginii). Obiectivele sunt caracterizate prin puterea de mărire, distanţa focală, apertura şi puterea de separare. Puterea de mărire M, variază de la 5 la 100 .

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Apertura (deschiderea numerică) este dată de relaţia: A=n·sin u

(2.2)

unde: n este indicele de refracţie al mediului (n=1 pentru aer; n=1,5 pentru ulei de cedru; u - jumătatea unghiului de deschidere a obiectivului (apertura unghiulară- max. 72°).

Fig.2.2 Microscopul metalografic [1]

relaţia:

Puterea de separare Ps sau puterea de rezoluţie se poate calcula cu Ps 

0 ,6  λ n sin u

(2.3)

unde: λ este lungimea de undă a razei incidente. În cazul folosirii unei lumini verzi (λ=550nm) şi o deschidere numerică de 1.5, puterea de separare a obiectivului este de 0.22µm, puterea

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

de separare a ochiului fiind de ordinul a 0,2 mm, puterea de mărire totală a microscopului optic Mmax este limitată la 1500. Microscopul electronic cu baleiaj (MEB) are schema de principiu prezentată în figura 2.3. La interacţiunea unui fascicul de electroni cu proba de analizat are loc o emisie de electroni secundari, electroni Auger, electroni retrodifuzaţi, raze X etc. Intensitatea de emisie a acestor electroni depinde de topografia suprafeţei, de potenţialul local şi de numărul atomic.

Fig.2.3 Principiul microscopului electronic cu baleiaj [1]

Aceşti electroni nu pătrund decât în zonele superficiale ale suprafeţei (câţiva nanometri). Informaţiile primite în urma baleierii probei de către fascicolul electronic sunt transformate în semnal electric. Fascicolul electronic are un diametru la nivelul probei de 3 la 10 nm. Acesta este şi rezoluţia limită a acestui tip de microscop. Puterea de mărire este dată de raportul dintre puterea de separare a ochiului (ε=0,2) şi diametrul fascicolului electronic (ds=10nm=10-5 mm): Meficace= ε/ds=0,2/10-5=20000

(2.4)

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Una din particularităţile microscopului cu baleiaj , este marea sa adâncime de câmp, care este de ordinul milimetrilor pentru o putere măritoare de 100 şi de 10µm pentru o putere măritoare de 10000. Aceasta permite observarea cu uşurinţă a reliefurilor importante, ca cele de la suprafeţele de rupere (imagini topografice). Microscoapele electronice cu baleiaj sunt cuplate si cu microanalizoare care pot determina compoziţia chimică a diferiţilor componenţi. Principiul acestora se bazează pe faptul că la interacţiunea electroni-probă are loc o emisie de fotoni X (Kα, Lα,... ), care sunt caracteristici elementelor chimice conţinute în volumul iradiat. Microscopul electronic cu transmisie (MET): Puterea de rezoluţie , aşa cum s-a văzut poate fi exprimată cu relaţia (2.3). Din această relaţie rezultă că dacă dorim să diminuăm Ps, trebuie, fie să mărim n·sin u (ceea ce este dificil ), fie să micşorăm valoarea lungimii de undă λ. În cazul microscopului electronic prin transmisie se utilizează un fascicul de electroni care are o lungime de undã foarte scurtă. Lungimea de undă asociată fasciculului de electroni se poate calcula cu relaţia [1]: λ 

h c 2

e U

 2 eUm 0 c



1 .5 U ( 1  10

6

U )

,nm

(2.5)

în care: h este constanta lui Planck,în J/s; v-viteza electronului, în m/s; m0-masa electronului în repaus, în kg ; c-viteza luminii, în m/s; e-sarcina electronului, în C (A·s); U-tensiunea de acceleraţie, în V. Din cele de mai sus rezultă că lungimea de undă λ este determinată de tensiunea de accelerare, U (tab. 2.1) . Tabelul 2.1 Relaţia între U şi λ [1]

U(volţi) λ (nm)

102 0,1226

103 38,8 .10-3

104 105 . -3 12,2 10 3,7 . 10-3

106 0,87 . 10-3

Deoarece microscoapele electronice clasice funcţionează în general sub o tensiune de accelerare de 105 volţi, în cazul când sinu=5,5·10-3 radiani, puterea de rezoluţie calculată cu relaţia (2.3) va fi : Ps=0,40nm, , faţă de 200 nm cât este la microscopul optic. Schema de principiu a unui

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

microscop electronic prin transmisie este prezentată în figura 2.4. Se poate observa că ea este aproape identicã cu cea a microscopului optic, dar “lumina” este produsă printr-un tun de electroni, electronii traversează eşantionul (proba) şi lentilele sunt electromagnetice. Puterea de mărire ajunge la 500000, iar puterea de rezoluţie la 0,15nm, ceea ce este de ordinul de mărime a distanţelor interreticulare. Probele de analizat trebuie să fie foarte subţiri pentru că ele trebuie traversate de fascicolul de electroni

Fig. 2.4 Microscop electronic cu transmisie [1]

(200nm pentru Al; 50nm pentru Fe) şi de mici dimensiuni, deoarece sunt plasate pe o grilă de un diametru de 3mm. Aceste probe sunt fie sub formă de replici (fig.2.5) fie de lame subţiri.

Fig. 2.5 Obţinerea unei replici [1]

Spectroscopia de electroni AUGER are la bază „efectul Auger” care a fost descoperit de P. Auger în 1925: excitarea atomilor de argon de

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

către un fascicul de fotoni X monocromatici, dă naştere la fotoelectroni a căror traiectorie poate fi evidenţiată cu uşurinţă într-o cameră cu ceaţă; totodată se evidenţiază şi prezenţa altor traiectorii care pornesc din acelaşi loc cu fotoelectronii de argon şi care corespund altui mod de conversie internă a energiei, furnizată iniţial atomului prin excitare. Aceste traiectorii se datorează emisiei, de către atomul excitat, a unui electron numit „electron Auger” a cărui energie este caracteristică atomului în cauză. Emisia unor astfel de particule prezintă un triplu interes : -măsurarea energiei cinetice a acestor electroni permite determinarea naturii atomului emiţător; -măsurarea fluxului lor permite estimarea densităţii atomilor prezenţi; -slaba energie a acestor electroni face ca parcursul lor liber mediu să fie de ordinul a câtorva straturi atomice la câţiva nanometri, deci radierea lor este determinată de primele straturi ale suprafeţei analizate. Spectroscopia Auger permite deci, să se determine natura, cantitatea şi repartiţia elementelor prezente pe o suprafaţă şi o adâncime de ordinul câtorva nanometri. Un analizor Auger (fig. 2.6) se compune dintr-o incintă vidată în care sunt introduse: eşantioanele de analizat; sursa de excitare (tun de electroni); un spectrometru de analiză în energie-prevăzut cu un lanţ de înregistrare a electronilor de energie E, a cărui element principal este detectorul de electroni (multiplicator de electroni sau detector multicanal); sursa de raze X şi accesoriile. Accesoriile sunt: tun de ioni, camera de pregătire a epruvetelor în vederea studierii anumitor fenomene ( oxidarea, Fig. 2.6 Schema sinoptică a unui pasivizarea, coroziunea, germinarea, analizor Auger : a) analizor semisferic ; b) analizor cu aderenţa etc.) şi care este prevăzută oglindă cilindrică [3] cu un dispozitiv de rupere a

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

epruvetei prin tracţiune sau încovoiere. Spectrometria cu descărcare luminiscentă (SDL). Lampa cu descărcare luminiscentă (fig. 2.7) a fost utilizata pentru prima dată, ca sursă de excitare pentru analiza prin spectrometria emisiei optice (SEO) a materialelor, de către W. Grimm [4]: într-o atmosferă de argon la joasa

Fig. 2.7 Lampă cu descărcare luminiscentă [3]

presiune, o tensiune de câteva sute de volţi este aplicata între un anod si eşantionul de examinat polarizat negativ; ionii de argon sunt acceleraţi şi bombardează suprafaţa eşantionului realizând eroziunea prin pulverizare ionică. Atomii eliberaţi sunt excitaţi prin coliziunea lor cu ionii sau electronii plasmei, iar după reîntoarcerea lor la starea neexcitată, ei emit fotoni a căror lungime de undă este caracteristică elementelor prezente. Astfel analiza prin SEO a spectrului emis, permite măsurarea conţinutului în elementele prezente în eşantion. Datorită presiunii mici (5bari), temperaturii moderate şi slabei energii a atomilor şi ionilor spectrul de emisie are o mare fineţe a razelor emise, iar semnalul emis prin descărcare luminiscentă este stabil şi continuu. Spectrometria cu descărcare luminiscentă permite separarea rapidă a impurităţilor depuse sau adsorbite pe suprafaţa eşantionului prin eroziune plasmatică, ceea ce o recomandă pentru analiza compoziţiei materialelor metalice. Exemple de structuri metalografice. Pentru a stabili mai bine relaţiile dintre structura materialului şi proprietăţile sale intrinseci:

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

mecanice, fizice şi chimice este din ce în ce mai mult folosită măsurarea formei, distribuţiei şi naturii constituenţilor microstructurali. Ansamblul de metode şi modalităţi ce permit astfel descrierea şi cuantificarea morfologiei diferitelor faze constituente ale unui material metalic poartă numele de metalografie cantitativă . Deşi această metodă corespunde ca principiu cu măsurările efectuate manual (tehnologiile planimetrice de exemplu ), dezvoltarea ei recentă este legată de utilizarea analizoarelor de imagini din ce în ce mai performante. Aceste aparate permit, în general, accesul la parametrii morfologici de bază (raportul relativ dintre constituenţi, numărul de particule, etc. ), dar şi la caracteristicile structurale mult mai complexe (distanţa dintre particule, dimensiunile aliniamentelor de incluziuni, numărul de laturi ale unui grăunte, etc.). Pentru ca măsurătorile să fie posibile, imaginea metalografică, ce corespunde în general unei secţiuni lustruite şi eventual atacate a probei studiate, trebuie să prezinte, pentru detectarea la analizorul automatic (constituit în general dintr-un microscop optic şi o cameră video), un contrast suficient între diferitele faze studiate. Ca exemplu, în figurile 2. 8 a) şi b) se prezintă rezultatele obţinute la analizorul de imagini în cazul studiului morfologic al unei structuri

Fig. 2.8 Prrelucrarea imaginii unei structuri feritice, în vederea analizei morfologice: a) imagine văzută la microscop; b) imagine cu contrast mărit între grăunţi şi marginile grăunţilor [2]

feritice Pentru determinarea automată a histogramei mărimii grăunţilor întrun oţel foarte moale cu structură feritică, este necesară modificarea imaginii metalografice iniţiale (a) pentru reconstituirea marginilor grăunţilor greu detectabile şi eliminarea ciupiturilor.

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

Trebuie precizat că pentru a fi într-adevăr cantitativă, analiza imaginilor trebuie să se bazeze pe o metodologie statistică riguroasă. Figurile 2.9 2.11 se referă la oţeluri cu diferite conţinuturi de carbon, de la 0,4 % până la 1,35 %, care suferă tratamentul următor: austenitizare, adică menţinere timp de 30 minute la o temperatură în domeniul  şi răcire în astfel de condiţii încât transformarea    să dea prilejul de a se obţine

Fig. 2.9 Oţel cu 0,04 % C (a) : ferită cu urme de cementită la marginea grăunţilor (atac nital 3 %; 600); b) oţel cu 0,13 % C: ferită şi perlită. (atac nital 3 %; 800) [2].

constituenţi cât mai apropiaţi de cei de echilibru, definiţi prin diagrama Fe – C. Se poate observa că proporţia de perlită creşte cu conţinutul de carbon, în timp de cantitatea de ferită scade. Pentru oţelul cu 0,04 % C ferita este practic singurul constituent prezent ( fig. 2.9 a)) ; pentru oţelul cu 0,90 % C, conţinutul de carbon fiind puţin superior celui eutectoid, ferita proeutectoidă a dispărut aproape complet şi singurul constituent prezent este perlita ( fig. 2.10 b) ). În cazul oţelului cu 1,35 % C, structura este formată din cementită şi perlită, dar aceasta nu este foarte bine definită dacă austenitizarea este făcută la temperaturi scăzute ( fig. 2.11 a)). După austenitizare la 12000 C, deci la o temperatură la care punerea în soluţie a carbonului din cementită este completă, transformările la răcire dau în prima instanţă, cementită dispusă în reţea la marginea grăunţilor de austenită şi sub formă de plachete alungite de-a lungul anumitor direcţii cristalografice ale grăunţilor de austenită. Conţinutul în carbon al austenitei scade treptat şi deasupra lui A1, atunci când atinge conţinutul de carbon al perlitei, se formează perlita care, în acest caz, este

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 2.10 Oţel cu 0,55 % C (a): ferită şi perlită; 800; b) oţel cu 0,90 % C: perlită; 800 [2]

Fig. 2.11 Oţel cu 1,35 % C (a), austenitizare la 8250 C: cementită şi perlită; 800; b) oţel cu 1,35 % C, austenitizare la 12000 C: cementită în reţea şi în plăci şi perlită; 800 [2] .

bine definită ( fig. 2. 11b) ). Dacă răcirea probelor nu este lentă, plecând de la temperatura de austenitizare, sau din contră, răcirea este foarte rapidă, de exemplu răcirea în apă, constituenţii de echilibru nu se pot forma şi carbonul este reţinut în reţeaua , pe care o deformează foarte mult. Structura formată este martensita. Duritatea ei este ridicată şi aceasta creşte odată cu mărirea conţinutului de carbon din oţel, până la un maxim care este atins pentru un

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

conţinut de carbon apropiat de 0,6 %. La microscop martensita se prezintă sub formă de ace sau plachete, în general nedefinite. Figurile 2.12 şi 2.13

Fig. 2. 12 Oţel cu 0,55 % C, austenitizat la 9250 C, călit în apă : martensită; 600 [2]

Fig. 2. 13 Oţel cu 1,35 % C, austenitizat la 8250 C, călit în apă: carburi nedizolvate şi martensită; 800 [2].

prezintă două exemple pentru cazul oţelurilor cu 0,55 % C şi 1,35 % C, amintite. Pentru oţelul cu 1,35 % C, care a fost austenitizat la o temperatură prea scăzută pentru ca punerea în soluţie a cementitei să fie completă, se observă prezenţa numeroaselor insule albe, parţial globulizate, de cementită. Dacă acelaşi oţel cu 1,35 % C este austenitizat la 12000 C, apoi călit în apă, microstructura obţinută are aspectul prezentat în figura 2.14. Globulele de cementită nu se mai observă deoarece punerea în soluţie este completă şi plachetele de martensită sunt acum bine definite. Anumite structuri pe care vrem să le comentăm nu au o rezoluţie bună deoarece sunt foarte fine. Din această cauză se apelează din ce în ce mai mult la microscopia electronică asociată cu difracţia electronică şi la microanaliza prin spectrometrie X pentru studiul microstructurii oţelurilor. În metalurgia oţelurilor, microscopia electronică este foarte utilizată în următoarele cazuri: - măsurarea distanţelor interlamelare ale perlitelor fine observate în oţelurile semidure şi dure ; -identificarea structurilor obţinute prin răcirea rapidă în oţelurile cu conţinut scăzut de carbon. În aceste oţeluri, în funcţie de conţinutul în carbon şi de viteza de răcire după austenitizare, se poate observa o suită de structuri complexe: martensită în plachete (şipci), bainită în plachete,

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 2.14 Oţel cu 1,35 % C. austenitizat la 12000 C, călit în apă: martensită şi austenită reziduală; 800 [2]

Fig. 2. 15. Oţel cu 0,90 % C în stare perlitică: lamele subţiri examinate la microscopul electronic prin transmisie; 6800 [2]

Fig. 2. 16 Oţel cu 0,12% C; 0,3% Si; 0,61% Mn; 3,57% Ni; 0,028% Al.; Austenitizat la 8250 C, călit în apă la 1000 C/s; 8000 (microscop electronic prin transmisie)[2]

Fig. 2.17 Oţel cu 0,06 % C; 1,5 % Mn; 0,4 % Mo; 2 % Cr; austenitizat la 9000 C ; 15 minute; răcire  t 700 = 100 sec.; 300 2500 (micrografie electronică prin baleiaj) [2]

bainită granulară formată din ferită şi zone cu constituent M. A. ( martensită – austenită ). Figurile 2. 16 şi 2. 17 arată că microscopia electronică permite o bună caracterizare a acestor structuri. Astfel în figura 2.16 se observă martensită în plachete. Aceste plachete, a căror grosime variază între 0,1 şi

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

0,7 m aproximativ, sunt aranjate în “pachete” la care feţele mari ale plachetelor sunt paralele unele cu altele. În figura 2.17 se observă bainită superioară constituită din regiuni de constituent “M.A.” (martensită – austenită ) repartizată într-o matrice feritică cu o foarte mare densitate de dislocaţii. -detectarea austenitei reziduale, se poate face uşor cu ajutorul microscopiei electronice prin transmisie pe lamele subţiri, plecând de la diagrama de difracţie observată pe ecranul microscopului, prin selecţionarea unei „pete” Bragg corespunzătoare austenitei reziduale şi prin obţinerea micrografiei în fond întunecat corespunzător. Figurile 2. 18 a) şi b) se referă la un oţel cu 0,10 % C; 0,60 % Mn şi 3,5 % Ni în stare călită. Prima microfotografie, obţinută în fond luminos, prezintă structura martensitică constituită din plachete paralele, în timp ce în a doua microfotografie, realizată în câmp întunecat, numai austenita reziduală apare luminoasă, fiind localizată la interfaţa plachetelor de martensită;

Fig. 2. 18. Oţel cu 0,105 % C; 0,3 % Si; 0,62 % Mn; 3,52 % Ni; 0,023 % Al;. austenitizare la 8250 C; călire în apă; 7250 (microscopul electronic prin transmisie) : a) structură martensitică în plachete; b) austenită [2].

-caracterizarea precipitatelor. Microscopia electronică furnizează informaţii asupra formei şi mărimii precipitatelor, asupra structurii lor cristalografice ( geometria reţelelor de precipitat, grupa de simetrie ) şi asupra relaţiilor lor de orientare în raport cu matricea, de asemenea asupra formămatrice de lameleşifine la interfaţaAnaliza şipcilor particulelor de martensită.se gradului dereziduală coerenţăsubdintre precipitat. poate face prin spectrometrie X deoarece sunt foarte fine, cu condiţia ca acestea să fie extrase pe replici. Ca exemplu de examinare a precipitatelor

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

prin microscopie electronică pe lamele subţiri, în figura 2.19, se prezintă carburile de fier de tipul Fe2C sau Fe3C, sub formă de bastonaşe orientate în direcţiile < 111 > a reţelei  a plachetelor de martensită autorevenită. Autorevenirea este caracterizată prin prezenţa, în plachetele de martensită, a carburilor de fier sub formă de bastonaşe orientate în direcţiile < 111 > ale feritei. Autorevenirea se produce chiar pentru căliri mai severe, din cauza punctului MS ridicat pentru acest oţel.

Fig. 2. 19 Oţel cu 0,12 % C ; 0,3 % Si; 0,61 % Mn ; 3,57 % Ni; 0,028 % Al.; austenitizare la 8250 C, călire în apă; 7250 ( microscopul electronic prin transmisie.) [2]

Semnalăm aici, referitor la problemele de precipitare, că microfractografia – termen ce defineşte tehnica ce are ca obiect examinarea suprafeţei rupturilor prin microscopie electronică – permite să se tragă concluzia asupra rolului important pe care îl joacă precipitatele în mecanismul ruperilor intergranulare sau ductile. Particulele se regăsesc “in situ” în rupturi. Acestea pot fi examinate direct prin microscopie electronică prin baleiaj; de asemenea se pot analiza precipitatele, dacă dimensiunile lor permit, cu ajutorul unui spectrometru X care este un accesoriu curent al microscopului electronic prin baleiaj. Dacă precipitatele sunt prea fine pentru a putea fi analizate, ele pot fi „ extrase” pe replici şi examinate la microscopul electronic prin transmisie; identificarea lor prin difracţie electronică şi analiza lor prin spectrometrie X sunt, de asemenea, uşor de realizat. Posibilităţile sunt multiple şi interesul este mare pentru aceste metode pentru studiul fenomenelor clasice de precipitare. De asemenea , microstructura unui oţel rezultată în urma unui tratament termic determinat, depinde într-o largă măsură de morfologia suprafeţelor de ruptură. În numeroase cazuri, există o dependenţă cristalografică între direcţia de fisurare şi structură: liniile topografice caracteristice structurii cristaline a fazelor de referinţă apar în ruptură. Astfel, microfractografia joacă,

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

oarecum, rolul unei “ metode de investigaţie ” capabile să ajute la precizarea naturii fazelor rezultate în urma unui tratament termic. Se mai pot cita şi alte metode, care beneficiază de avantajele microscopiei electronice, analize ca: observarea imperfecţiunilor reţelei cristaline, dislocaţiilor şi defectelor de împachetare, detectarea aranjamentului ordonat al unui aliaj care defineşte o substructură. De asemenea, microscopia electronică a devenit, ca şi microscopia optică, o tehnică de bază pentru studiul tuturor problemelor fundamentale legate de domeniul metalelor solide şi a evoluţiei microstructurii în cursul tratamentelor termice.

2. 3 Analiza dilatometrică Dintre toate metodele indirecte care au fost menţionate, se va acorda o atenţie deosebită analizei dilatometrice, deoarece aceasta constituie o metodă complementară indispensabilă observării micrografice pentru studiul tratamentelor termice ale oţelurilor, datorită modalităţii simple şi rapide de a depista transformările de fază, punctele Curie, transformările ordine-dezordine, care au loc pe durata încălzirii, menţinerii şi răcirii unui oţel. Se ştie că, analiza dilatometrică, a unui metal sau aliaj, se ocupă cu studiul transformărilor de fază şi al variaţiei coeficientului de dilatare termică , ale metalelor şi aliajelor, cu ajutorul curbelor dilataţie: dilatare (Δl) – temperatură (T). La atingerea temperaturilor de transformare, au loc modificări volumice date de schimbările constantelor reticulare corespunzătoare fazei nou formate. Aceste modificări sunt materializate pe curbele de dilataţie prin abateri de la aspectul anterior al curbei. Amplitudinea acestor abateri este direct proporţională cu intensitatea transformărilor care au loc . În funcţie de modul de înregistrare a curbelor de dilataţie, există: analiza dilatometrică simplă şi analiza dilatometrică diferenţială. Analiza dilatometrcă absolută: în acest caz, curba înregistrată reprezintă variaţia lungimii epruvetei în funcţie de temperatură sau în funcţie de timp la o temperatură constantă. În figura 2.20 se prezintă schema de principiu a unui dilatometru absolut. Sistemul de amplificare este întotdeauna de tip electronic, dar trebuie menţionat că măsurarea lungimii este diferenţială în raport cu suportul

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 2.20 Dilatometru absolut [1]

(tub de cuarţ). Acest aparat este bine adaptat pentru viteze rapide de încălzire sau de răcire (până la 200o C/s). În acest caz măsurarea temperaturii este realizată de un termocuplu care este sudat direct pe epruvetă. Dilatometria absolută este foarte utilizată pentru construirea diagramelor T.T.T. la răcire continuă şi în condiţii izoterme. Un exemplu de curbă obţinută cu acest aparat este prezentată în figura 2.21. Δl

sss

Fig. 2.21 Curbă obţinută cu dilatometrul absolut la încălzire şi răcire [1]

T ,°C

γ:

În dilatometria diferenţială curba înregistrată reprezintă variaţia diferenţei de lungime dintre epruveta de analizat şi proba martor (etalon), care în general se confecţionează dintr-un aliaj (pyros), pe bază de Ni, care conţine : 8%Cr; 4%W; 3%Fe; 3%Mn şi nu prezintă transformări alotropice, cunoscându-i-se cu precizie coeficientul de dilatare . În figura 2.22 se prezintă schema principiului de funcţionare a unui dilatometru diferenţial, iar în figura 2.23 un exemplu de curbă dilatometrică diferenţială. Sistemul de amplificare poate fi de tip mecanic, dar în prezent, este din ce în ce mai mult realizat cu ajutorul unui traductor de deplasare asociat cu un amplificator electronic. La analiza dilatometrică diferenţială este necesar ca temperatura eşantionului să fie aceeaşi cu a etalonului , aceasta face ca vitezele de

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

Fig. 2.22 Schema de principiu a unui dilatometru diferenţial [1]

(Δ l ep - Δ l et ) 1 0

Fig. 2.23 Curbă obţinută cu dilatometrul diferenţial [1]

încălzire şi răcire să fie limitate la maximum 300°C/h. Dilatometria diferenţială este o metodă foarte sensibilă şi este bine adaptată cazului particular al studiului transformărilor marcate de o amplitudine scăzută a variaţiilor de lungime, în condiţiile în care variaţiile de temperatură nu sunt prea rapide deoarece, după principiul acestui aparat, este necesar, pentru ca analiza să fie corectă, ca epruveta şi proba martor să fie în toate momentele la aceeaşi temperatură , ceea ce nu este posibil decât dacă temperatura variază suficient de lent. Ea convine foarte bine în special pentru determinarea temperaturilor de transformare la încălzirea oţelurilor, deoarece este necesar să se lucreze cu o viteză de încălzire suficient de scăzută, de exemplu 300 0C/h, 150 0C/h sau 60 0C / h. Ca exemplu concret, în figura 2.24 a) sunt reprezentate curbele dilatometrice înregistrate la încălzirea fierului pur şi a câtorva oţeluri cu procente diferite de carbon. Se poate observa pe această figură, că temperatura începutului transformării, temperatura AC1, pentru toate oţelurile carbon, este în jurul valorii de 27 0C. Figura 2.24 b) se referă la oţeluri având un conţinut de carbon de 0,1 % şi diferite procente de crom şi nichel: se observă că în special cromul ridică

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

temperatura de transformare, în timp ce nichelul o scade. În acelaşi timp se poate observa că adăugarea de crom diminuează clar coeficientul de dilatare în timp ce nichelul nu are o influenţă semnificativă. Utilizarea dilatometriei diferenţiale este limitată de faptul că pentru studiul tuturor încălzirilor cu încălzire rapidă şi în particular pentru trasarea curbelor de transformare a austenitei la răcire continuă, dilatometria tem p eratu ra, °C

tem p eratu ra, °C

Fig. 2. 24 Curbe dilatometrice diferenţiale: a) 1- fier pur; 2- oţel cu 0,10 % C; 3- oţel cu 0,40 % C; 4-oţel cu 0,90 % C; 5- oţel cu 1,20 % C; b)1-oţel cu 0,1%C-13 % Cr ; 2-oţel cu 0,1%C-5%Cr ; 3-oţel cu 0,1%C; 4- oţel cu 0,1%C-5%Ni; 5- oţel cu 0,1%C-9%Ni [2]

absolută a devenit un instrument de bază. Un exemplu în acest sens, este arătat în figura 2.25 în care sunt reprezentate curbele înregistrate în cursul încălzire

răcire transform area austenitei în m artensită

d ila ta re a

încălzire

răcire transform area austenitei în ferită şi perlită

tem peratura, °C

tem peratura, °C b)

Fig. 2. 25 Curbe dilatometrice absolute (oţel 45 C 4) obţinute după austenitizare timp de 30 de minute la 8500 C şi răcire: a) răcire rapidă, în 100 de secunde; b) răcire lentă, în 16 ore [2].

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

studiului unui oţel 45 C 4 cu 0,45 % C, 0,8%Mn şi 1,0 % Cr pentru două moduri de răcire diferite: -figura 2. 25 a): răcire de la 8500 C până la temperatura ambiantă în 100 de secunde aproximativ; transformarea începe la 3150 C şi se continuă până în apropierea temperaturii ambiante. În acest caz structura formată este martensita. - figura 2. 25 b): răcire de la 8500 C până la temperatura ambiantă în 16 ore aproximativ; transformarea începe la 7000 C şi se termină la 6700 C. Structura formată este un amestec de ferită şi perlită. Dilatometrele absolute performante au apărut recent. Acestea se disting prin modul de încălzire al epruvetelor care are loc sub vid şi se poate face fie prin radiaţii infraroşii fie prin inducţie, ca şi prin mijloacele folosite pentru controlul răcirii care permit o răcire reglabila. Ele sunt echipate cu traductoare şi amplificatoare electronice care le dau o mare sensibilitate. Astfel, aceste dispozitive dilatometrice permit realizarea unor cicluri termice foarte strânse, ceea ce permite controlarea caracteristicilor mecanice. Achiziţia datelor sub formă digitală, permite înregistrarea lor într-un calculator. De altfel, pe anumite dilatometre noi, epruvetele pot fi supuse unor tensiuni mecanice şi deformate eventual “in situ”. Această posibilitate de deformare a austenitei înainte de transformarea ei la temperaturi înalte este interesantă pentru studiul fenomenelor care se produc în cursul tratamentelor termomecanice ale oţelurilor. Un exemplu de aplicaţii este dat în domeniul tratamentelor termice ale sârmelor de mare rezistenţă. Aşa cum se ştie, o degajare de căldură suficient de importantă, de ordinul a 25 calorii / gram, legată de entalpia de transformare, însoţeşte reacţia de transformare perlitică a austenitei. Dacă o probă luată dintr-o sârmă de mare rezistenţa, după austenitizare , este răcită după un ciclu dat, se constată că transformarea austenitei în perlită se traduce printr-o creştere pe curba temperatură timp, datorată degajării căldurii latente de transformare (fenomen numit coalescenţă). Dacă la începutul transformării se măreşte intensitatea răcirii, forma ciclului termic urmat de epruvetă se va modifica, astfel încât reîncălzirea ei, datorată degajării căldurii latente de transformare, să nu mai aibă loc, iar transformarea să se producă la o temperatură mai scăzută, conducând astfel la formarea unei structuri perlitice foarte fine şi la o ameliorare importantă a caracteristicilor mecanice, aşa cum se poate vedea în figurile 2.26 şi 2.27. Astfel, oprind creşterea temperaturii, datorată entalpiei de transformare, printr-o accelerare controlată a răcirii în timpul reacţiei, se pot obţine

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

caracteristici superioare celor obţinute după patentare (călire izotermă în baie de plumb la aproximativ 5250 C).

T e m p e ra tu ra , ° C

C u rb a d e în cep u t d e tran sform are

P erlită grosolan ă (coalescen ţa) P erlită fin ă

T im p u l, s

Fig. 2. 26 Influenţa legii de răcire asupra caracteristicilor mecanice ale unui oţel cu 0,78 % C şi 0,59 % Mn, austenitizat la 9750 C (30 min.) [2].

Fig. 2. 27 a) Perlită grosolană rezultată în urma răcirii cu coalescenţă. b) Perlită fină rezultată în urma răcirii continue fără coalescenţă [2]

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

2. 4 Analiza termică

T e m p e ra tu ra , °C

Analiza termică se ocupa cu studierea transformărilor de faza ale metalelor şi aliajelor cu ajutorul curbelor de încălzire sau răcire: temperatură- timp. Transformările structurale sunt însoţite de efecte termice de absorbţie sau degajare de căldură (căldura latentă de transformare), care sunt materializate, pe curbele respective, prin abateri de la forma exponenţială a curbelor. Analiza termică poate fi simplă (directă) sau diferenţiala. Analiza termică simplă (directă): proba de cercetat, prevăzută cu un termocuplu, este introdusă în instalaţia de încălzire , unde se va încălzi până la temperatura dorită; răcirea probei de la temperatura de încălzire se face prin suflarea unui jet de aer sau prin cufundarea într-un lichid de răcire. Pe parcursul încălzirii şi răcirii probei, se înregistrează variaţia temperaturii ei. Se poate determina şi derivata curbei temperatură - timp, adică curba ce reprezintă variaţia vitezei de încălzire ( sau de răcire ) în funcţie de timp. În acest fel toate transformările care se produc cu degajare sau cu absorbţie de căldură sunt uşor de detectat. Proba studiată este foarte mică, iar metoda este foarte sensibilă. Ca aplicaţie, în figura 2.28 se reprezintă, pentru diferite viteze de

T im p u l, s

Fig. 2. 28 Evoluţiei punctelor AC1 şi AC3 ale unui oţel cu 0,4 % C; 2 % Ni; 1 % Cr şi 0,3 % Mo, în funcţie de viteza de încălzire [2].

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

încălzire, variaţiile temperaturilor de transformare la încălzire, în funcţie de viteza de încălzire, determinate prin analiză termică simplă. Temperaturile Ac1 şi Ac3 determinate prin dilatometrie diferenţială la o viteză de încălzire de 300 0C /oră sunt 730 0C respectiv 770 0C, şi au fost reprezentate la dreapta figurii. Se poate vedea că, atunci când viteza de încălzire creşte deasupra unei anumite valori, temperaturile de început şi de sfârşit de transformare la încălzire sunt din ce în ce mai ridicate. Astfel pentru o încălzire de la temperatura ambiantă până la 750 0C, în 18 secunde, ele sunt încă în apropierea temperaturilor Ac1 şi Ac3 determinate prin metoda dilatometrică, însă, valoarea lor creşte rapid când viteza de încălzire creşte. Temperatura de sfârşit de transformare creşte mai repede decât temperatura de început de transformare, astfel pentru vitezele de încălzire cele mai ridicate care au fost studiate, adică încălzire de la temperatura ambiantă până la 750 0C în 2 secunde, temperatura de început de transformare este de 770 0C, deci superioară cu 40 0C temperaturii AC1, în timp ce temperatura de sfârşit de transformare este în jurul valorii de 850 0 C, adică superioară cu 80 0C temperaturii Ac3. Analiza termică diferenţială : în acest caz, alături de proba de cercetat, se aşează şi un etalon care nu suferă transformări în intervalul de temperatură studiat (pyros, Ni, Pt etc.) şi se înregistrează diferenţa de temperatură dintre piesă şi etalon cu ajutorul unui termocuplu diferenţial. În figura 2.29 se arată schema principiului de funcţionare a unui analizor termic diferenţial. Diferenţa de temperatură ΔT între etalon şi probă este

Fig. 2.29 Principiul de funcţionare a unui aparat de analiză termică diferenţială [1]

amplificată şi reprezintă ordonatele diagramei , iar pe abscisa x este trecută temperatura sau timpul. Un exemplu de astfel de curbă este dat în figura 2.30. La fel ca şi în cazul dilatometriei diferenţiale ,vitezele de încălzire şi de răcire sunt limitate la 300 oC/h pentru a nu avea diferenţe de temperatură între probă şi în etalon, datorate conductibilităţii termice diferite.

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

Fig. 2.30 Curbă de analiză termică diferenţială [1]

Analiza termică diferenţială permite determinarea temperaturilor de început de transformare dar este o metodă aproximativă pentru determinarea entalpiei de transformare în stare solidă. Pentru determinarea acesteia, se folosesc şi alte aparate numite analizoare calorimetrice diferenţiale cu compensare de putere, care permit măsurarea directă a fluxului termic .

2. 5 Analiza magnetică Această metodă permite detectarea apariţiei sau dispariţiei fazelor feromagnetice la diferite temperaturi. Aparatele corespunzătoare sunt numite termomagnetometre. Un prim tip de aparat de acest fel, este prezentat în figura 2.31, şi constă dintr-o balanţă care înregistrează variaţia

Fig. 2.31 Schema de principiu a unei balanţe termomagnetice [1]

forţei exercitate asupra unui eşantion plasat în câmpul neuniform al unui magnet permanent. Aparatul dă valori cantitative, ale intensităţii de magnetizare, prin intermediul forţei de atracţie, cu condiţia ca eşantionul să rămână tot timpul în aceeaşi poziţie. Un exemplu de curbă, obţinută cu acest aparat, este dat în figura 2.32.

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig, 2.32 Curbă obţinută cu o balanţă termomagnetică [1]

Un al doilea tip de aparat este bazat pe variaţia permeabilităţii magnetice rezultate în urma transformărilor structurale din aliaje. În acest caz eşantionul este răcit în întrefierul unui magnet permanent, iar o bobină, înfăşurată pe acest magnet, înregistrează apariţia unei faze feromagnetice (fig. 2.33).

Fig. 2.33 Principiul aparatului pentru analiza permeabilităţii magnetice [1]

2.6 Analiza termogravimetrică Această metodă este utilizată pentru studiul fenomenelor de transfer de masă (oxidarea metalelor etc.).

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE

Aparatele sunt formate în principal, dintr-o balanţă foarte sensibilă care înregistrează variaţia de masă a unui eşantion plasat într-un cuptor cu o atmosferă dată, oxidantă în cazul studiului oxidării.

BIBLIOGRAFIE 1. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6. 2. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes de base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9. 3. ***Metalographie et techniques d analyse , EDITION PYS LIVRES, PARIS,1998, ISBN 2-91008-17-0. 4. COLAN, H., FILIPESCU, M., BICSAK, E., Studiul metalelor, EDP Bucureşti, 1968. 5. VERMEŞAN, G., Principiile de bază ale tratamentelor termice, curs 1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca.

Capitolul 3

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR ()

3.1 Generalităţi Un ciclu de tratament termic este format din trei operaţii de bază: încălzire, menţinere şi răcire. Operaţia de încălzire presupune, în cazul multor tratamente termice aplicate oţelurilor (călire, recoacere de normalizare, recoacere completă, recoacere de omogenizare, carburare ş.a.), o încălzire deasupra punctelor de transformare AC1, AC3 , în domeniul austenitic. Această operaţie este denumită austenitizare şi se poate defini ca fiind operaţia prin care produsul feros este adus la o temperatură la care structura devine total austenitică (austenitizare completă) sau parţial austenitică (austenitizare incompletă). Formarea austenitei presupune o menţinere a produsului la temperatura de austenitizare , în cursul căreia are loc şi omogenizarea austenitei din punct de vedere al concentraţiei de carbon şi al altor elemente prezente. Încălzirea în vederea austenitizării porneşte fie de la o structură de echilibru : ferito-perlitică - în cazul oţelurilor hipoeutectoide, perlitică - în cazul oţelurilor eutectoide, sau amestec de carburi şi perlită - în cazul oţelurilor hipereutectoide, fie de la o structură în afară de echilibru, cum ar fi : bainita şi martensita. În cazul oţelului eutectoid (0,77%C), care are o structură perlitică, formarea austenitei are loc după reacţia : Feα (C) + Fe3C → Fe γ (C) 0,02 %C + 6,67 % C → 0,77 %C

(3.1)

Această transformare are la bază procese de difuziune (deplasări ale atomilor în stare solidă, sub influenţa căldurii) şi se realizează la temperaturi mai mari decât Ac1 când energia liberă a austenitei este mai mică decât cea a perlitei (fig. 3.1).

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

Formarea austenitei are loc prin procesul de germinare şi creştere. Germinarea se produce de preferinţă la marginile de separaţie ale lamelelor de ferită şi cementită care formează perlita (fig. 3.2), deoarece prezenţa defectelor de reţea face ca lucrul mecanic necesar germinării să fie mai mic. având în vedere că suprafaţa interfazică din interiorul perlitei este foarte mare (2000- 10000 mm2 / mm3), formarea cristalelor de austenită este deosebit de favorabilă comparativ cu alte transformări de fază în oţel. Creşterea germenilor de Fig. 3.1 Variaţia energiei libere a austenită este un caz particular de perlitei şi austenitei în funcţie deplasare prin difuziune a marginilor de temperatură [4] de separaţie dintre faze: ferităaustenită, cementită- austenită. În timpul procesului de transformare a perlitei în austenită, cât şi după terminarea dizolvării cementitei, concentraţia austenitei este neomogenă necesitând o menţinere în continuare până la uniformizarea concentraţiei în întregul volum.

Fig. 3.2 Formarea germenilor de austenită la limita de separaţie dintre ferită şi cementită : a) perlită lamelară ; b) perlită globulară. [4]

Cinetica transformării perlitei în austenită poate fi studiată fie în condiţii izoterme, când încălzirea, la o temperatură mai mare decât punctul critic Ac1, este urmată de o menţinere la această temperatură, fie la încălzire

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

continuă, când are loc variaţia atât a temperaturii cât şi a duratei, adică încălzirea are loc cu viteze diferite. Considerând diferite temperaturi de menţinere izotermă: t1, t2,…t5 peste punctul de transformare A1, se poate trasa curba reprezentând cantitatea de perlită transformată în austenită, în funcţie de timp (curba cinetică a transformării), figura 3.3. Se observă că , cu cât temperatura este mai înaltă, cu atât transformarea izotermă începe mai repede (a1, a2,..a5) şi decurge mai rapid, terminându-se mai repede (b1, b2,…b5).

Fig, 3.3 Curbele cinetice ale transformării perlitei, pentru diferite temperaturi de menţinere izotermă [4]

Oricare ar fi structura produsului feros înainte de încălzire, elementele de aliere pot fi prezente în soluţia solidă şi pe parcursul încălzirii pot forma precipitaţi care pot influenţa starea austenitei care se formează. După austenitizare urmează operaţia de răcire, care presupune scăderea temperaturii oţelului cu o viteză determinată şi în cursul căreia are loc transformarea austenitei. Natura, morfologia şi proprietăţile noilor constituenţi, care apar în cursul acestei transformări, depind esenţial atât de condiţiile de răcire şi cât şi de starea austenitei . Principalii factori care influenţează starea austenitei la sfârşitul operaţiei de austenitizare (condiţiile de austenitizare) sunt: viteza de încălzire, temperatura de austenitizare şi durata de menţinere.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

3. 2 Transformarea    în cursul încălzirilor lente Încălzirea oţelurilor, cu ocazia diferitelor tratamente termice, ar trebui să se facă foarte lent pentru ca transformările să se producă în condiţii apropiate de echilibru. Acest lucru nu se respectă în practica industrială, când ciclurile termice utilizate nu respectă cerinţele diagramelor de echilibru. Totuşi este util să se amintească transformările care pot avea loc în cazul unor încălziri foarte lente, luând în considerare diagrama fiercarbon. În cazul oţelurilor care au conţinutul de carbon mai mic de 0,022%, cantitatea scăzută de cementită existentă la temperatura ambiantă, trece progresiv în soluţia de ferită care la rândul ei se transformă în austenită, până la dispariţia ei totală, la o temperatură cuprinsă între 912 şi 890 °C şi care corespunde unui procent de carbon cuprins între 0 şi 0,022 %. Dacă se continuă încălzirea peste această temperatură, va creşte mărimea grăuntelui austenitic. La oţelurile cu procent de carbon cuprins între 0,022 şi 0,77 %, perlita se transformă în austenită la o temperatură AC1 (727 °C) , iar pentru temperaturi superioare lui A1, cantitatea de austenită creşte progresiv pe seama feritei, până la temperatura AC3 care reprezintă sfârşitul transformării. Oţelurile eutectoide suferă transformarea eutectoidă la 727 °C: cementita şi ferita, care formează perlita, se transformă în austenită. La oţelurile hipereutectoide are loc transformarea perlitei în austenită, iar apoi cementita se dizolva progresiv în austenită până la temperatura Acem, care variază între 727 şi 1148 °C, când procentul de carbon creşte de la 0,77 la 2,11 % . În practică temperaturile de transformare AC1 şi AC3, care servesc pentru precizarea condiţiilor de austenitizare , sunt determinate prin analiza dilatometrică, când încălzirea se realizează cu viteze de încălzire de la 60°C/h până la 300°C/h. Deşi rezultatele nu diferă prea mult, este important să se precizeze de fiecare dată cu ce viteză de încălzire au fost obţinute.

3. 3 Transformarea    în cursul încălzirilor rapide, fără menţinere Dacă vitezele de încălzire cresc, temperaturile de început şi de sfârşit de transformare ale austenitei, omogenizarea austenitei şi mărimea

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

grăuntelui austenitic sunt mai mult sau mai puţin afectate. Influenţa vitezei de încălzire asupra formării austenitei poate fi studiată cu ajutorul diagramelor de transformare la încălzire continuă, obţinute cu ajutorul analizei dilatometrice. Aceste diagrame (fig.3.4) sunt trasate in sistemul de coordonate temperatură-timp (lg). Curbele reprezintă, pentru fiecare viteză de încălzire indicată în partea de sus a diagramei , diferitele etape ale formării austenitei in cursul încălzirii. V iteza d e în c ă lzire, °C /s

T e m p e ra tu ra , °C

Fig. 3. 4 Diagrama de transformare la încălzire continuă a oţelului 34 CrMo 4 (0,34 % C; 1,07% Cr şi 0,17 % Mo): Ac1, Ac3 – temperaturile de început, respectiv de sfârşit a transformării [1]

T im p u l, s

În figura 3.4 este prezentată diagrama de transformare la încălzire continuă a oţelului 34CrMo4, a cărui structură iniţială este ferito-perlitică. Se observă că începutul (AC1b) şi sfârşitul (AC3) transformării în austenită a fazelor, stabile la temperatura ambiantă, se deplasează către temperaturi mai ridicate odată cu creşterea vitezei se încălzeşte. De asemenea de observă că transformarea perlitei are loc între AC1b şi AC1e , deci îşi pierde caracterul de transformare eutectoidă izotermă odată cu creşterea vitezei de încălzire. Diagrama din figura 3.4 arată totodată: -limita dintre austenita omogenă şi neomogenă. Pe parcursul formării austenitei între punctele AC1 şi AC3, există diferenţe mari de concentraţie între diferitele microvolume: carbonul şi elementele de aliere carburigene (Mn, Cr, Mo, Ti, Ni, V… ) sunt mai bogate în jurul particulelor de carburi, care sunt în curs de dizolvare.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

Limita, dintre austenita omogenă şi cea neomogenă, este determinată prin studiul variaţiei punctului de început de transformare martensitică (Ms) : pentru o anumita viteza de încălzire, punctul Ms obţinut în urma unei căliri rapide, se deplasează spre temperaturi din ce în ce mai mici, pe măsură ce se realizează omogenizarea carbonului şi a elementelor de aliere din austenită. Astfel punctul Ms atinge un minim, când omogenizarea austenitei se termină, iar temperatura de austenitizare corespunzătoare constituie limita dintre austenita omogenă şi cea neomogenă. Temperatura punctului Curie (AC2) este temperatura la care oţelul îşi pierdere proprietăţile magnetice, devenind paramagnetic. Acest punct este important în cazul încălzirilor rapide prin inducţie. Diagramele indică pentru oţelurile studiate şi alte informaţii utile. De exemplu în figura 3.5 sunt prezentate curbele care permit determinarea temperaturilor şi vitezelor de încălzire în vederea obţinerii unui grăunte austenitic de o anumită mărime. Se poate observa că aceeaşi mărime de grăunte austenitic se obţine la temperaturi din ce în ce mai mari, dacă viteza de încălzire creşte. V iteza d e în călzire, °C /s

T e m p e ra tu ra , ° C

Fig. 3. 5 Diagrama de transformare la încălzire continuă a oţelului 34 CrMo 4: fiecare curbă corespunde unei mărimi indicate a grăuntelui [1]

T im p u l, s

În general se poate constata că viteza de răcire trebuie să atingă valori destul de ridicate pentru ca temperaturile AC1, AC3 şi mărimea grăuntelui austenitic să fie notabil afectate. Practic acest lucru se întâmplă în cazul tratamentelor termice la care încălzirea se face cu: flacără, prin

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

inducţie, laser sau bombardament electronic; de asemenea în cazul tratamentului termic al sârmelor sau în cazul sudării.

3.4 Transformarea    în cursul încălzirilor cu menţinere izotermă

T e m p e ra tu ra , ° C

În practică, austenitizarea se realizează printr-o încălzire, pînă la o temperatură determinată, urmată de o menţinere la această temperatură. Încălzirea, de obicei, se realizează cu viteze mici de încălzire, mai ales in cazul pieselor groase. Deoarece transformările care au loc sunt cu atât mai rapide cu cât temperatura este mai ridicată , operaţia de menţinere la temperatura respectivă este importantă practic. Pentru a putea alege mai bine condiţiile optime de austenitizare (temperatura şi durata de menţinere), cele care realizează cel mai bun compromis între o austenită omogenă şi o austenită cu un grăunte fin, este importantă cunoaşterea cineticii de transformare a feritei şi carburilor în austenită, în cursul menţinerii izoterme. Pentru studiul acestei transformări, epruvetele sunt încălzite la o temperatură determinată, unde sunt menţinute durate diferite; apoi ele sunt răcite rapid şi examinate la microscop. În acest fel se pot trasa diagrame care descriu cinetica transformării. Un astfel de exemplu este arătat în figura 3.6, unde sunt prezentate curbele de austeniti-

Fig. 3. 6 Diagrama de transformare în condiţii izoterme a unui oţel eutectoid normalizat în prealabil la 875°C [1]

T im p u l, s

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

zare ale unui oţel eutectoid: prima şi a doua curbă din stânga, reprezintă începutul, respectiv sfârşitul transformării perlitei; curba a treia reprezintă sfârşitul transformării carburilor, iar curba a patra reprezintă limita dintre austenita neomogenă şi cea omogenă. Se observă că formarea austenitei continuă pe parcursul menţinerii şi se termină cu atât mai repede cu cât temperatura este mai ridicată. Un alt exemplu de diagramă de transformare la încălzire, în condiţii izoterme, este arătat în figura 3.7: epruvetele din oţel 34 CrMo4 au fost încălzite cu o viteză de 130° C/s până la temperatura de menţinere. Ele au fost studiate cu ajutorul analizei dilatometrice şi prin observaţii microscopice după ce au fost călite. Procesul de transformare se produce parţial în timpul încălzirii până la temperatura de menţinere şi se continuă în timpul menţinerii către o

T e m p e ra tu ra ,° C

Fig. 3. 7 Diagrama de transformare în condiţii izoterme a oţelului 34 CrMo 4. Încălzire iniţială cu o viteză de 130 0C / s [1].

T im p u l, s

structură de austenită omogenă, cu atât mai rapid cu cât temperatura de austenită este mai ridicată. În figura 3.8 se poate observa că nu se ajunge la echilibru când austenita devine omogenă, deoarece grăuntele de austenită continuă să crească. De asemenea se observă că mărimea grăuntelui tinde spre valori asimptotice, dacă durata de menţinere creşte din ce în ce mai mult, în timp ce temperatura creşte.

M ă rim e a g ră u n te lu i (in d ic e A S T M )

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

T e m p e ra tu ra ,° C

Fig. 3. 8 Diagrama de transformare în condiţii izoterme a oţelului 34 CrMo 4. Încălzire iniţială cu o viteză de 130 0C / s[1]

T im p u l, s

3. 5 Influenţa structurii iniţiale asupra transformării    la încălzire Aşa cum s-a arătat la punctul 3.1, încălzirea în vederea austenitizării poate porni şi de la o altă structură iniţială decât una de echilibru şi cu puţine elemente de aliere, de exemplu structura iniţială poate fi complet martensitică fără carburi precipitate sau poate fi un amestec de ferită sau perlită şi multe carburi. Deoarece, în timpul încălzirii şi menţinerii la temperatura de austenitizare, are loc dizolvarea carburilor şi difuzia elementelor de aliere, este de aşteptat ca natura, forma şi mărimea particulelor de carburi prezente, să influenţeze forma austenitei. În afară de temperatură, viteza de dizolvare a carburilor depinde de: - morfologia lor : o perlită fină, cu o suprafaţă de separaţie ferităcarburi mare, se transformă mai repede decât o perlita grosolană sau globulizată; - natura şi de conţinutul elementelor de aliere prezente în oţel, care pot favoriza sau frâna transformările care au loc. Influenţa structurii iniţiale a oţelului asupra transformărilor care au loc la austenitizare este arătată în figura 3.9, în care structurile iniţiale

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

studiate se referă la un oţel 50CrMo4 cu 0,51% C; 1,06%Cr; 0,21%Mo: (1) ferită şi carburi sferoidale, (2) martensită revenită la 710° C, (3) ferită şi perlită medie, (4) ferită şi perlită fină, (5) bainită, (6) martensită revenită la 500° C, (8) martensită revenită la 670° C. Se observă că pentru condiţiile V iteza d e în c ă lzire, °C /s

T e m p e ra tu ra , ° C

V iteza d e în c ă lzire, °C /s

T im p u l, s

Fig. 3. 9 Diagramele de transformare la încălzirea continuă a oţelului 50 CrMo 4. Influenţa structurii iniţiale [1].

de încălzire date, decalajul lui AC1 şi AC3 către temperaturile înalte este cu atât mai mare cu cât carburile din structura iniţială, sunt mai grosolane şi globulizate şi au o compoziţie mai apropiată de starea de echilibru. De asemenea se poate observa că pentru martensită (6), care este o structură în afară de echilibru, AC1 nu se deplasează spre temperaturi mai ridicate chiar dacă vitezele de încălzire sunt mari. Prin revenire la 500 0C (7), 670 0C (8) şi 710 0C (2), martensita se descompune în ferită şi carburi din ce în ce mai grosiere şi din ce în ce mai mult substituite cu Cr şi Mo, astfel că începutul transformării are loc la temperaturi din ce în ce mai ridicate o dată cu creşterea vitezei de încălzire. Acest lucru are loc chiar dacă oţelul conţine un procent mare de carbon, cum ar fi oţelurile carbon de scule, care conţin particule de carburi nedizolvate în cursul austenitizării. Aceste particule, deşi întârzie creşterea grăuntelui, nu sunt prea eficace deoarece sunt prea grosiere, De asemenea carburile existente în oţelurile de construcţii, în general, sunt uşor solubile în austenită la temperaturi ridicate şi nu au decât

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

o influenţă mică asupra întârzierii creşterii grăuntelui de austenită. Pe de altă parte unele elemente, chiar în cantităţi foarte mici, fie adăugate iniţial fie prezente în oţel, cum ar fi de exemplu azotul, pot forma precipitaţi care, joacă un rol important în întârzierea creşterii grăuntelui de austenită prin frânarea deplasării interfeţelor cu atât mai mult cu cât sunt mai fini şi mai stabili la temperaturi înalte.

3. 6 Mărimea grăuntelui austenitic Aşa cum se cunoaşte, corpurile aflate în stare solida, după gradul de ordonare reciprocă a particulelor constitutive (atomi, ioni sau molecule) pot avea trei stări structurale: amorfă, mezomorfă sau cristalină. Materialele metalice (metale şi aliaje), în general, au o structură cristalină care este reprezentată de cristal. Acesta este un agregat al particulelor constitutive caracterizat printr-un aranjament geometric regulat şi periodic în spaţiu. Materialele metalice utilizate în practică, de regulă, nu sunt monocristale ci sunt policristale, adică sunt formate dintr-un număr foarte mare de cristale numite grăunţi a căror mărime variază, în general, între 2 şi 20μm. Reţelele cristaline ale grăunţilor alăturaţi au direcţii diferite astfel că trecerea de la un grăunte la altul se face printr-o zonă numită limita grăunţilor. Microstructura granulară este bine pusă în evidenţă cu ajutorul microscopiei cu baleiaj sau a microscopiei optice. Astfel, în figura 3.10 a) este reprezentată suprafaţa unui metal, care a suferit o rupere intergranulară, observată cu un microscop cu baleiaj (grăunţii apar în relief), iar în figura 3.10 b) este reprezentată o suprafaţă a unui metal, observată cu un microscop optic, după ce a fost şlefuită (rupere intragranulară) şi supusă unui atac chimic. În urma acestui atac sunt puse în evidenţă limitele grăunţilor ( linii negre). Dacă toţi grăunţii au o structură şi o compoziţie identică, materialul este monofazic (metale pure, soluţii solide). În general, materialele metalice sunt polifazice, adică conţin mai multe grupări de cristale, astfel încât fiecare grupare , de aceeaşi structură şi aceeaşi compoziţie chimică, formează o fază distinctă. Mărimea grăunţilor este influenţată de temperatură, durată, compoziţia chimică, structura iniţială şi modul de elaborare. Modul de elaborare determină aşa numita ereditate a oţelului, adică tendinţa de creştere a grăunţilor de austenită la încălzire şi menţinere.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

Fig. 3.10 Microstructura granulară (poliedrică) a unui metal [2]

G ră u n te M ă rim e a g ră u n te lu i in iţia l

Diagrama, prezentată în figura 3.11, arată că oţelurile de aproximativ aceeaşi compoziţie chimică şi având aceeaşi mărime iniţială a grăuntelui de

T em p era tu ra . °C

Fig. 3.11 Creşterea unui grăunte de austenită într-un oţel eutectoid [3]

perlită, pot prezenta la încălzire tendinţe diferite de creştere a grăunţilor de austenită, creşterea având loc după curbe diferite (curba 1 şi curba 2). Oţelurile la care creşterea grăuntelui de austenită are loc după curba 1, au fost denumite oţeluri cu grăunte ereditar mare, iar cele la care creşterea are loc după curba 2, au căpătat denumirea de oţeluri cu grăunte ereditar mic. Deosebirea dintre cele două tipuri de oţeluri este legată de modul de

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

elaborare a lor, ( mai exact de modul de dezoxidare), gradul de aliere, natura elementelor de aliere, prelucrarea prin deformare plastică etc.. Cererea din ce în ce mai mare de oţeluri de înaltă calitate (printre criteriile de calitate este inclus şi cel referitor la obţinerea unei granulaţii cât mai fine) a condus la dezvoltarea unor noi procedee de obţinere a oţelurilor, care sunt bazate în esenţă pe tratamente de degazare în vid, combinate sau nu cu acţiunea zgurilor sintetice şi a reîncălzirii băii lichide. Dezoxidarea care are loc în această etapă constă în introducerea de dezoxidanţi (ferosiliciu sau aluminiu, vanadiu , niobiu, zirconiu, titan) şi are un rol important asupra mărimii grăuntelui de austenită. Oţelurile dezoxidate cu feromangan (oţeluri necalmate) sau cu feromangan şi ferosiliciu se comportă ca oţeluri cu grăunte ereditar mare, în timp ce oţelurile dezoxidate în plus şi cu aluminiu sau care mai conţin mici cantităţi de zirconiu (0,03….0,1%Zr), vanadiu sau titan, aparţin categoriei de oţeluri cu grăunte ereditar mic. Aluminiul, vanadiul, titanul şi zirconiul formează în oţeluri compuşi chimici de tipul: oxizi (Al2O3), nitruri (Al N) sau carburi (Ti C, V C, Zi C) care, concentrându-se sub formă de particule mărunte la limitele grăunţilor împiedică creşterea acestora în timpul încălzirii. La temperaturi mai mari de 1000…1050°C, când aceste particule se dizolvă în austenită şi prin aceasta dispar barierele , are loc o creştere a grăunţilor prin coalescenţă; începând de la aceste temperaturi, grăunţii de austenită cresc cu viteză foarte mare. Se poate spune deci că prezenţa particulelor foarte fine de nitruri, carburi sau carbonitruri permit „controlul mărimii grăuntelui”. Dintre acestea nitrura de aluminiu este cea mai importantă. Un rol important au carbura de niobiu, nitrura şi carbura de titan, nitrura de vanadiu şi de bor. În figura 3.12 se arată variaţia solubilităţii în austenită a unor carburi şi nitruri în funcţie de temperatură. După această diagramă rezultă că produsul de solubilitate Ks este foarte diferit pentru carbura de vanadiu faţă de nitrura de titan. Aceste diagrame stabilite pentru metale pure, dau indicaţii practice foarte interesante legate de mărimea grăuntelui austenitic. În figura 3.13 se arată influenţa diferitelor tipuri de nitruri şi caburi asupra mărimii grăuntelui de austenită în funcţie de temperatura de austenitizare, la o menţinere de 30 minute, pentru trei oţeluri caracterizate prin acelaşi conţinut de C, Mn, Si, dar elaborate diferit. Se poate observa că pentru oţelul (3), care nu conţine particule precipitate de nitruri şi carburi, grăuntele austenitic este grosolan deja la 950°C (indice ASTM 5) şi creşte continuu până la 1350°. Oţelul (1) , care conţine nitruri de aluminiu, are un grăunte austenitic fin până la 1100°C (indice ASTM de la 9,5 la 8,5 între 950 şi 1100°C). Între temperaturile de 1100 şi 1150°C are loc o creştere

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

T em p eratu ra, °C

Fig. 3. 12 Relaţiile de solubilitate pentru câteva carburi şi nitruri în austenită ( KS = produs de solubilitate = ( % M )  ( % I ), % în greutate ) [1].

-1

M ă rim e a g ră u n te lu i (in d ic e A S T M )

D ia m e tru l g ră u n te lu i, m m

1 0 /T [K ]

T e m p e ra tu ra d e a u ste n itiz a re , °C

Fig. 3. 13 Influenţa particulelor precipitate , fin disperate, asupra mărimii grăuntelui austenitic (oţel cu: 0,18 % C; 1,30 % Mn şi 0,35 % Si) : 1- azot şi aluminiu; 2- azot, aluminiu şi titan; 3: fără elemente dispersate [1]

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

(x 1 0

importantă a grăuntelui austenitic, peste aceste temperaturi grăuntele austenitic creşte în continuare având dimensiuni mai mari ca la oţelul (3), având la 1350°C indicele ASTM 2. La oţelul (2) care conţine atât aluminiu cât şi titan, grăuntele austenitic rămâne fin până la 1070°C (indicele ASTM creşte puţin de la 950 la 1070°C) apoi are loc o creştere rapidă între 1070 şi 1120°C, unde indicele devine egal cu 6 şi apoi are loc o creştere continuă până la 1350°C, după o curbă paralelă cu a oţelurilor (1) şi (3), dar sensibil inferioară celor două. De aici rezultă că prezenţa nitrurilor de titan alături de nitrura de aluminiu are ca efect nu numai o afânare suplimentară a grăuntelui iniţial, dar şi o frânare importantă a creşterii grăuntelui la temperaturi înalte. În figura 3.14 se reprezintă variaţia numărului şi dimensiunilor parti-

N u m ă r d e p a rtic u le p e m m

Fig. 3.14 Numărul şi dimensiunea particulelor după recoacere la diferite temperaturi [1]

T em p era tu ra d e m en ţin ere, °C (D u ra ta d e m en ţin ere 3 0 m in .)

culelor de nitruri în funcţie de temperatură, la o menţinere de 30 minute, pentru un oţel care conţine 0,018%N şi 0,05%Al. În acest caz, se disting trei clase de particule: clasa 1- cuprinde toţi precipitaţii care au raze până la 0,01μm ; clasa 2-formată din particule cu raze cuprinse între 0,01 şi 0,05 μm, iar clasa 3- conţine particule cu raze cuprinse între 0,05 şi 0,1 μm. Din figura 3.14 se poate observa că numai pentru clasa 1 are loc o scădere importantă şi continuă a numărului de particule, o dată cu creşterea temperaturii: la o temperatură de 950°C numărul de particule este de 80·106 particule/mm2, iar la 1150°C acesta scade la 10·106 particule/mm2 . Ca urmare se poate trage concluzia că numai particulele de acest ordin de mărime servesc ca „bariere” sau „inhibitori” eficienţi pentru împiedicarea creşterii grăunţilor.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

M ă rim e a g ră u n ţilo r, m m

N u m ă ru l d e p a rtic u le p e m m

Variaţia numărului de particule de clasa 1 şi a mărimii grăuntelui de austenită în funcţie de temperatură, pentru trei oţeluri studiate, se poate observa în figura 3.15. Din această figură rezultă că numărul de particule scade o dată cu creşterea temperaturii, iar numărul de particule de la care începe să crească grăuntele de austenită este practic acelaşi pentru cele trei oţeluri studiate, fiind de ordinul a 2·106 particule/mm2. Deci, se poate

T em p era tu ra d e a u sten itiza re, °C

Fig.3. 15 Variaţiile, în funcţie de temperatura de menţinere, a mărimii grăuntelui austenitic şi a numărului de particule de clasa 1 [1].

spune că mărimea grăuntelui austenitic depinde de prezenţa în număr suficient de mare a particulelor foarte fine cu raza inferioară la 10 nm şi de evoluţia lor în funcţie de condiţiile de încălzire şi menţinere la temperatură a oţelurilor. Creşterea grăuntelui de austenită la încălzire prezintă, pe lângă importanţa sa teoretică şi o mare importanţă practică , aceasta din cauză că ea are consecinţe esenţiale asupra grăuntelui obţinut după tratamentul termic. Piesele care au suferit tratamente termice la temperaturi ridicate (recoacere de omogenizare, carburare etc.), au adesea structuri „supraîncălzite”. La aceste piese, structura, care se obţine după răcire, „moşteneşte” dimensiunile grăuntelui de austenită care este grosolan (fig. 3.16 a)). Cum se vede în figura 3.16, la traversarea intervalului critic Ac1-

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Ac3, prin încălzire, oţelurile prezintă o transformare care conduce la multiplicarea grăunţilor. Acest fenomen permite regenerarea structurii „supraîncălzite” (fig. 3.16 b)) .

Fig. 3.16 Procesul de mărunţire structurală [2]: a) structura Widmanstatten obţinută la o răcire dintr-o austenită grosolană; b) regenerarea grăunţilor printr-o încălzire şi răcire ulterioară.

3.6.1 Influenţa mărimii grăuntelui asupra proprietăţilor oţelurilor În tabelul 3.1 se prezintă într-o formă sintetică influenţa grăuntelui real de austenită asupra diferitelor proprietăţi ale unui oţel de carburare. Nu toate proprietăţile oţelurilor sunt influenţate însă în aceeaşi măsură. Grăuntele ereditar influenţează proprietăţile tehnologice ale oţelului şi în primul rând comportarea lui la încălzirea de la tratamentul termic. Oţelurile cu grăunte ereditar mic pot fi încălzite la temperaturi mai ridicate , fără teama creşterii grăuntelui de austenită, cu aceste oţeluri lucrându-se mult mai comod la tratamentul termic. La carburare aceste oţeluri sunt preferate, având în vedere că la acest tratament termochimic piesele sunt menţinute un

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

timp îndelungat la temperaturi ridicate (900..930°C), iar la procedeele moderne de carburare temperatura ajunge până la 1000°C. Tabelul 3.1 Influenţa mărimii grăuntelui real asupra proprietăţilor oţelului [4]

Proprietatea

La încălzire (supraîncălzire) Cantitatea de austenită reziduală Deformarea la călire Exfolierea la călire Tendinţă de fisurare la călire Tensiuni interne la călire Tendinţă de formare a petelor moi Adâncimea stratului carburat Prelucrabilitatea prin aşchiere (după normalizare) Fragilitatea la rece Tenacitatea

Granulaţia austenitică grosolană fină (N=1…3) (N=6…8) Tendinţă spre structura mică grosolană mare mică puternică slabă puternică slabă puternică slabă mari mici redusă mare mare mică bună

slabă

mare mică

mică mare

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

În figura 3.17 se arată curbele de tracţiune ale unui oţel cu 0,15%C pentru diferite mărimi de grăunţi de ferită obţinută la răcire lentă. Se poate observa că dacă diametrul grăuntelui (d) creşte sau indicele ASTM notat cu (G) scade, are loc o scădere a valorii Rm şi Re şi o creştere a alungirii A%. În figura 3.18 sunt prezentate curbele variaţiei rezilienţei, KV=f(T),

Fig. 3.17 Curbe de tracţiune [2]

Fig. 3.18 Curbe de rezilienţă KV(T) [2]

pentru un oţel cu 0,1%C, cu diferite mărimi ale grăuntelui de ferită obţinută în urma răcirii în apă (1), aer (2) şi o dată cu cuptorul (3). Din această diagramă se observă că o dată cu creşterea dimensiunii grăunţilor de ferită, temperatura de tranziţie ductil-fragil creşte, iar înălţimea palierului ductil scade.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR

De fapt între mărimea grăuntelui de ferită şi limita de elasticitate pe de o parte şi temperatura de tranziţie fragil-ductil, pe de altă parte, s-au stabilit relaţii cantitative foarte clare. Astfel, relaţia lui HALL-PETCH: σy= σ0 +ky· d-1/2

( 3.1)

unde: σy este limita de elasticitate; σ0, ky – constante; d- diametrul mediu al grăunţilor, arată legătura dintre limita de elasticitate şi mărimea grăuntelui de ferită, iar relaţia lui COTTRELL-PETCH: β·Tc =ln β –ln C – ln d-1/2

(3.2 )

unde: Tc este temperatura de tranziţie; β,C- constante; d- diametrul mediu al grăunţilor,

σy

T e m p e ra tu ra d e tra n z iţie , °C

L im ita d e e la stic ita te , d a N /m m

arată legătura dintre mărimea grăuntelui de ferită şi temperatura de tranziţie. Relaţiile de mai, ilustrate în figura 3.19 care prezintă legătura dintre d, σy şi Tc, se referă la ferita granulară şi ca urmare ele nu pot fi aplicate în cazul feritei aciculare. Ferita aciculară , de tip Widmanstatten, este defavorabilă din punct de vedere al limitei de elasticitate şi al rezistenFig. 3.19 Variaţia limitei de elasticitate şi a temperaturii de tranziţie în funcţie de mărimea grăunţilor, oţel cu: 0,1 %C; 0,5% Mn; 0,2% Si; 0,006% N [1]

M ă rim ea gră u n ţilor, μ m

ţei la rupere fragilă , în schimb, ferita aciculară foarte fină poate prezenta, din acest punct de vedere, un ansamblu de proprietăţi foarte interesante. Pentru a lua în calcul efectul de durificare al siliciului, manganului şi azotului în soluţia solidă, relaţia pentru oţelurile carbon, cu conţinut de carbon mai mic de 0,25%, este următoarea:

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

σy= a+ k1(%Mn)+ k2(%Si)+ k3(%N)1/2+ kyd-1/2

(3.3)

Până la conţinuturi de carbon de 0,4…0,5%, parametrul microstructural preponderent este diametrul grăuntelui (d), iar pentru conţinuturi mai mari de carbon, distanţa interlamelară perlitică (Δ) este factorul principal. Mărimea grăuntelui austenitic (Ga) influenţează şi asupra călibilităţii aşa cum se poate observa în figura 3.20: un oţel cu granulaţie grosolană (d , Ga ) va avea o călibilitate mare.

Fig 3.20 Influenţa mărimii grăuntelui austenitic asupra curbelor de penetrare a călirii [2].

BIBLIOGRAFIE 1. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes de base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9. 2. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6. 3. LACHTINE, I., Metalographie et traitements thermiques des metaux, quatrieme edition, Edition MIR- Moscou, 1986. 4. VERMEŞAN, G., Principiile de bază ale tratamentelor termice, curs 1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca.

Capitolul 4

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE 4.1 Diagramele TTT la răcire în condiţii izoterme Aşa cum se cunoaşte, diagramele de echilibru dau informaţii despre structurile de echilibru ale aliajelor, care sunt stabile la anumite temperaturi sau care apar în urma unor răciri foarte lente. Aceste diagrame sunt construite în coordonate temperatură – concentraţie şi ca urmare, ele nu pot da informaţii asupra structurilor în afară de echilibru, care se obţin în urma unor răciri mai rapide. Prima încercare de a introduce şi o a treia mărime – viteza de răcire, alături de temperatură şi concentraţie, la construirea unor diagrame care să indice structura aliajelor, aparţine lui WEVER şi ENGEL. În anul 1930 ei studiază influenţa vitezei de răcire asupra transformărilor structurale, pornind de la viteze de răcire corespunzătoare condiţiilor de echilibru, până la viteze de răcire corespunzătoare călirii. În acest fel s-au construit diagrame spaţiale având coordonatele: viteză de răcire, temperatură şi concentraţie. Aceste diagrame însă, nu s-au răspândit în practică. În schimb diagramele timp – temperatură – transformare ( diagramele TTT ) construite în acelaşi an de DEVENPORT şi BAIN au stârnit interesul, devenind astăzi o caracteristică de bază a oţelurilor care se tratează termic. Construirea diagramelor TTT marchează o etapă importantă în studiul transformărilor care au loc la răcire, iar principiul acestei construiri este arătat în figura 4.1.

Fig. 4.1 Principiul construirii diagramelor TTT [1]

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Pentru studiul transformării austenitei în condiţii izoterme, probele după austenitizare trebuie răcite cât mai rapid până la temperatura de transformare stabilită, ti (sub Ar1), astfel încât să nu aibă loc nici o transformare a austenitei până la atingerea acestei temperaturi. În acest scop, se utilizează ca medii de răcire : băi de săruri, metale sau aliaje topite. Tot în scopul răcirii cât mai rapide, probele au dimensiuni mici şi sunt de obicei sub formă de placă cu o grosime de 1 – 4 mm sau cilindrice cu  = 4 – 5 mm prevăzute cu o gaură interioară de  = 2 – 3 mm. Pentru trasarea diagramelor TTT, se încălzeşte un număr de astfel de probe, confecţionate iniţial dintr-un oţel eutectoid ( 0,77 % C ), până în domeniul austenitic ( tf = ta = Ac1 + (30  50) 0C = (775  800) 0C ). După o scurtă menţinere, acestea se răcesc în baia de sare cu temperatura tb1 ( sub Ar1 ) în care se menţin un timp 1, după care se răcesc în apă ( tm = 20 0C ) (fig. 4. 2 a)). După răcire se măsoară duritatea HV (fig, 4.2 b)) şi se studiază microstructura ( fig. 4.2 c)). În continuare se ia un alt lot de probe din acelaşi oţel eutectoid şi se răcesc de la ta la tb1 unde se vor menţine un timp mai lung 2 (2  1), după care se răcesc în apă. Experienţele se repetă pentru diferite durate crescătoare de menţinere, la temperatura tb1: 3, 4, 5, …, n. Duratele de menţinere în baie, variază de la câteva secunde la zeci de ore ( 24 de ore ), în funcţie de calitatea oţelului. Urmărind modul de variaţie a durităţii ( fig. 4.2 b)), se constată că pentru o temperatură dată a băii tb1, începând de la 4 duritatea scade, iar de la valoarea 7 duritatea se menţine din nou constantă. Analizând şi microstructura se observă că probele cu duratele 1…4 au o structură martensitică, probele cu 7…10 sunt formate din perlită, iar probele cu durate de menţinere de 5 şi 6 sunt formate din mai multe tipuri de structuri ( martensită, bainită, perlită ). Din aceste rezultate se poate constata că probele care au fost menţinute 1 - 4 nu au prezentat transformări la temperatura tb1, ele şi-au menţinut structura austenitică avută iniţial. La răcirea acestor probe de la tb1 la tm, austenita s-a transformat într-o structură de călire – martensita – cu o duritate ridicată. La durate de menţinere în baie, la tb1, mai mari ca 4 duritatea începe să scadă, ceea ce ne arată că o parte din austenită se transformă în perlită ( sau un alt constituent ) cu o duritate mai scăzută decât martensita. Restul austenitei netransformate la tb1 prin răcirea în apă se va transforma în martensită. La durata 7 toată austenita s-a transformat la tb1 în perlită, astfel că după răcirea în apă nu se mai modifică structura şi deci nici duritatea. Prin aceste experienţe s-a putut pune în evidenţă, la temperatura tb1, o durată

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

de început a transformării (4 = s ) şi una de sfârşit a transformării austenitei (7 = f ).

Fig. 4.2 Reprezentarea schematică a transformării austenitei la răcire izotermă ( temperatura constantă tb ) [2]

Cunoscând cantitatea de austenită transformată la tb1 se poate construi diagrama din figura 4. 2 d). Din această figură se poate deduce că transformarea austenitei la tb1 nu începe imediat, ci după o anumită perioadă

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

de timp, numită perioadă de incubaţie 0. La început transformarea progresează încet, apoi din ce în ce mai rapid, până ce ajunge la un maxim , iar spre sfârşit prezintă iarăşi o încetinire. Curba de transformare tinde asimptotic către orizontala de 100 % transformare. Momentele exacte de început şi de sfârşit de transformare sunt foarte greu de pus în evidenţă, practic se consideră începutul şi sfârşitul la 5 % respectiv 95 % transformare. Pentru a ne face o imagine asupra transformării la temperatura tb1 sunt necesare cel puţin 5 – 10 probe din oţel cu aceiaşi compoziţie chimică, austenitizate în aceleaşi condiţii, pentru fiecare durată de menţinere. După ce s-au determinat punctele de început şi sfârşit de transformare pentru temperatura tb1 se continuă experienţele în acelaşi fel la temperaturile tb2, tb3, …, tbn ( de obicei n = 5 – 12 ) din ce în ce mai mici decât Ar1, determinându-se pentru fiecare tb punctele de început şi de sfârşit de transformare. Punând aceste puncte într-o diagramă t=f(τ), prin unirea lor se obţine o curbă reprezentată în figura 4.2 e) care are forma literei C. Scara timpului este logaritmică, pentru comoditatea reprezentării, deoarece perioada de incubaţie şi durata transformării diferă foarte mult în funcţie de temperatură . De exemplu la oţelurile carbon transformarea se termină după câteva zeci de minute ( mii de secunde ) în apropierea lui A1 şi la 1 – 2 secunde la cotul perlitic ( fig. 4.3, 4.4 ).

τ0

Fig. 4.3 Reprezentarea schematică a transformării austenitei la răcire izotermă. [2 ]

Obţinerea curbelor în formă de ” C ” poate fi demonstrată şi teoretic,

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

în cazul proceselor ce au loc cu difuzie, pe baza ecuaţiei lui ARHENIUS.

Fig. 4.4 Transformarea izotermă a austenitei [2]

Cercetările efectuate asupra transformării austenitei la răcire la temperaturi din ce în ce mai scăzute, au pus în evidenţă existenţa unui interval Ms – Mf, în care are loc formarea martensitei. Această formare are loc fără difuzie şi se produce total numai la răcire continuă atunci când temperatura scade sub Mf. Astfel, curbele de transformare au primit forma din figura 4.5 , care se aseamănă cu litera S, de unde şi denumirea care li s-a

Fig. 4.5 Curba TTT la răcire izotermă a unui oţel eutectoid [2]

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

T e m p e ra tu ra , °C

dat de „curbe S”. În cazul oţelurilor hipoeutectoide şi hipereutectoide, diagramele TTT care se obţin sunt prezentate în figura 4.6.

T im p u l (lg τ) a)

T im p u l (lg τ) b)

Fig. 4.6 Curba TTT la răcire izotermă a unui oţel : a) hipoeutectoid şi b) hipereutectoid [2]

La subrăciri mici are loc prima dată separarea din austenită a feritei în cazul oţelurilor hipoeutectoide şi a cementitei la oţelurile hipereutectoide. Acestor separări ale fazelor proeutectoide le corespund curbe suplimentare reprezentate în figura 4.6. Cantitatea de ferită ( sau cementită ) care se separă descreşte cu scăderea temperaturii. La o anumită subrăcire nu mai are loc separarea fazelor proeutectoide şi transformarea începe cu formarea germenilor de eutectoid. Întrucât cantitatea de ferită ( sau cementită ) scade cu creşterea subrăcirii, conţinutul de carbon al sorbitei şi a troostitei este inferior lui 0,77 % C pentru oţelurile hipoeutectoide şi superior lui 0,77 % C pentru oţelurile hipereutectoide. Acest eutectoid a cărui concentraţie diferă de cea de echilibru ( 0,77 % C, punctul S de pe diagrama Fe – C ) poartă denumirea de pseudoeutectoid. Intervalul de temperatură aflat sub A1 poate fi împărţit în trei zone (fig. 4. 5 ): - zona de transformare perlitică, între A1 – c; transformarea se produce cu difuzie atât a atomilor de carbon cât şi a atomilor de fier; - zona de transformare bainitică sau intermediară, aflată între c – Ms; transformarea are loc cu difuzie suficientă a atomilor de carbon şi cu difuzie insuficientă a atomilor metalici; - zona de transformare martensitică, între Ms – Mf; transformarea se produce fără difuzia atomilor de carbon şi a atomilor metalici.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

La curbele prezentate în figura 4. 5 şi figura 4. 6 apar punctele A1, A3, Ms şi Mf. Aceste puncte nu fac parte intrinsecă din aceste curbe, deoarece transformările la care corespund nu sunt în realitate transformări izoterme. Cu toate acestea, ele îşi găsesc locul pe o diagramă TTT izotermă, întrucât ele definesc cadrul diagramei. Într-adevăr, în diagrama t = f (  ) curba TTT propriu-zisă este cuprinsă între două linii orizontale mărginite în partea de jos de domeniul martensitic (Ms – Mf ), respectiv în partea de sus, de domeniul de echilibru a austenitei ( A1 – A3 ). Pentru oţelurile hipoeutectoide curba TTT este limitată superior de temperaturile A1 şi A3, curba de început a transformării fiind asimptotică la izoterma corespunzătoare punctului A3. La oţelurile hipereutectoide transformările încep prin formarea ( separarea ) carburilor, după care urmează transformarea perlitică. Trasarea liniei care marchează începutul formării carburilor este, în general, destul de delicată, în special dacă austenitizarea a fost efectuată la o temperatură inferioară lui Acem, temperatură sub care carburile nu sunt complet dizolvate în austenită. Dacă austenitizarea a fost făcută la o temperatură superioară lui Acem, linia de început a formării carburilor este asimptotică la orizontala corespunzând temperaturii Acem. Liniile care marchează începutul şi sfârşitul transformării perlitice sunt amândouă asimptotice la orizontalele corespunzând temperaturii A1. În domeniul temperaturilor joase, curba TTT este limitată de domeniul transformării martensitice. Determinarea experimentală a diagramelor TTT izoterme se face, în cele mai multe cazuri, prin metoda dilatometrică (fig. 4.4). Se poate utiliza şi metoda magnetică. În aceste diagrame sunt indicate durităţile şi domeniile de transformare notate cu F, K, P, B ( I ) şi M (F = ferită, K = carburi, P = perlită, B = bainită, I = structuri intermediare, M = martensită ). Legătura dintre diagramele TTT şi temperaturile de echilibru este stabilită prin marcarea temperaturilor Ac1, Ac3, Acem. Aceste temperaturi au fost determinate prin metoda dilatometrică, viteza de încălzire fiind de 30C/min. Transformarea martensitică este marcată de Ms, M50 şi M90 (fig. 4.4). Factorii ce influenţează diagramele TTT. Asupra formei şi poziţiei curbelor TTT influenţează mulţi factori. Dintre aceştia, fără a intra în amănunte, vor fi examinaţi pe scurt trei factori esenţiali: compoziţia chimică, condiţiile de austenitizare şi segregaţiile. Compoziţia chimică. Aproape toate elementele de aliere măresc timpul de incubaţie şi încetinesc procesul de transformare. Acţiunea diferitelor elemente de aliere este, totuşi, diferită. În figura 4. 7 se arată o diagramă TTT cu totul generală, în care fiecare zonă a transformării se

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

găseşte în domenii separate de temperaturi. În această figură, direcţiile în care curbele TTT sunt deplasate de elementele de aliere sunt reprezentate prin săgeţi. Conform compoziţiei chimice, diferitele zone se suprapun sau se îndepărtează mai mult sau mai puţin una de alta.

Fig. 4.7 Influenţa elementelor de aliere asupra diagramei TTT [2]

Temperatura, °C

Una din acţiunile cele mai importante a elementelor de aliere este pusă în evidenţă prin influenţa lor asupra curbelor TTT. Astfel, în funcţie de compoziţia chimică a oţelului, diagramele TTT se pot împărţi în patru clase sau grupe ( fig. 4.8 ):

Fig. 4.8 Reprezentarea simplificată a principalelor tipuri de diagrame TTT [2]

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

1. Diagramele de tip I sunt caracteristice oţelurilor carbon de construcţie şi oţelurilor slab aliate cu Ni şi Mn la care timpii minimi de incubaţie ai transformării perlitice şi bainitice sunt aceiaşi, iar zonele perlitice şi bainitice (intermediare) se suprapun. Structurile care apar în diferite zone de temperatură sunt: perlita, sorbita, troostita, bainita. 2. Diagramele de tip II sunt caracteristice oţelurilor aliate cu Cr–Mo, Cr–V, Cr–V–W la care timpii minimi de incubaţie ai transformării perlitice şi bainitice au aproximativ aceeaşi valoare, dar transformările au loc la temperaturi diferite. Transformarea perlitică are loc la aproximativ 7000 C, iar cea bainitică sau intermediară apare în intervalul 700 – 2000 C. 3. Oţelurile complex aliate cu Mn – Ni – Mo – V, sunt caracterizate prin diagramele de tip III. La aceste diagrame timpii de incubaţie ai transformării perlitice şi bainitice sunt din ce în ce mai bine marcaţi şi diferenţiaţi, astfel transformarea bainitică este clar evidenţiată. 4. Diagramele de tip IV sunt caracteristice oţelurilor bogat aliate, în special cu elemente de aliere care formează carburi: Cr, Mo, Ti, V, W. La aceste oţeluri apare o întrerupere, foarte bine marcată, între transformarea perlitică şi cea bainitică. În cazul oţelurilor carbon, conţinutul de carbon are o influenţă importantă. La oţelurile hipoeutectoide o creştere a conţinutului de carbon deplasează curbele spre dreapta, fără a afecta forma lor, care rămâne aceea a unui C. La oţelurile hipereutectoide o creştere a conţinutului în carbon poate avea un efect invers, în special dacă austenitizarea nu este suficientă pentru a trece toate carburile în soluţia solidă. Elementele de aliere, cum rezultă din figura 4.7 , deplasează curbele TTT spre dreapta ( cu excepţia cobaltului ) şi în anumite condiţii modifică forma lor. Acţiunea lor este cu atât mai evidentă cu cât conţinutul este mai ridicat. Elementele de aliere care au tendinţa de a forma carburi (Cr, Mo, W, Ti, Nb ) deplasează curbele TTT spre dreapta, fără să apară clar cele două vârfuri ale transformării perlitice şi bainitice şi un domeniu mărit de stabilitate a austenitei, care separă cele două transformări. Aceste elemente pot acţiona în mod diferit asupra celor două domenii. De exemplu, Mo deplasează cotul perlitic către dreapta mai mult decât cel bainitic, ceea ce poate fi utilizat pentru obţinerea unor oţeluri cu structură bainitică. Aceste elemente, fiind alfagene, ridică temperaturile Ac1 şi Ac3. Elementele de aliere care nu au sau au foarte puţină tendinţă de a forma carburi ( Mn – Ni şi în special Cu – Ni ) deplasează curbele TTT spre dreapta fără a modifica forma lor în mod deosebit. Elementele fiind gamagene temperaturile Ac1 şi Ac3 sunt coborâte. Cobaltul face excepţie, deplasând curbele spre stânga, cu

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

toate că nu are tendinţa de a forma carburi şi este gamagen. Borul deplasează curbele TTT spre dreapta, el ocupând un loc deosebit deoarece caracteristica lui este de a acţiona la un conţinut foarte scăzut ( câteva miimi de procente sunt suficiente pentru ca influenţa lui să fie foarte clară ). În afară de Co şi Al, toate elementele solubile în austenită duc la scăderea punctului Ms (de fapt a întregului domeniu martensitic) .Există mai multe relaţii empirice prin care se poate calcula Ms şi în funcţie de compoziţia chimică: -relaţia lui ANDREWS :

Ms =539 - 423C - 30,4Mn - 17,7Ni -12,1Cr -11Si -7Mo [°C]

(4.1)

relaţia fiind valabilă pentru oţeluri slabe aliate cu %C < 0,6; -relaţia lui ELDIS :

Ms =531 -391,2C -43,3Mn -21,8Ni -16,2Cr [°C]

(4.2)

relaţia este valabilă pentru oţeluri care au : %C=0,1÷0,8 ; %Si < 1,5 ; %Mn =0,35 ÷1,80 ; %Mo< 0.9 ; %Cr < 1,5 ; %Ni <4,5; Aceste relaţii determină poziţia punctului Ms cu o precizie de ±10 până la ±15 °C. Trebuie remarcată influenţa foarte mare a carbonului ,o variaţie de 0,1% în austenită a acestui element conduce la o deplasare a punctului Ms cu aproximativ 40 °C (de unde reiese importanţa carburilor nedizolvate în timpul austenitizării). Condiţiile de austenitizare; temperatura ta şi durata de menţinere τa, pot influenţa compoziţia chimică, omogenitatea austenitei iniţiale şi mărimea medie a grăuntelui de austenită (Ga) . În general creşterea grăuntelui de austenită conduce la mărirea timpului de incubaţie şi la o deplasare spre dreapta a diagramelor TTT. Acest efect se explică prin faptul că locurile de germinare preferenţiale sunt la marginea grăunţilor de austenită, pentru cazul transformării A→F+C. Creşterea dimensiunii grăunţilor duce la scăderea suprafeţei limitelor de grăunţi şi deci la o scădere a numărului centrelor de germinare. Acest efect se manifestă mai ales în domeniul perlitic şi este mai puţin marcat în domeniul bainitic. Mărimea grăuntelui are influenţă şi asupra poziţiei punctului Ms. Pentru un oţel 2C40, diagrama TTT dă următoarele valori : ta=850 °C; τa=1h → Ga =10 ; (t0)p=5 s la 600 °C;

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

ta=1300 °C ; τa=30min → Ga <1 ; (t0)p=20 s la 600 °C; În figura 4.9 se arată influenţa temperaturii de austenitizare asupra diagramei TTT şi asupra curbelor de călibilitate pentru un oţel de rulmenţi(1,0%C şi 1,7%Cr). Creşterea temperaturii, în cazul oţelurilor hipoeutectoide măreşte stabilitatea austenitei, deci curba TTT este deplasată spre dreapta. Prin aceasta se favorizează formarea structurilor de tip acicular şi, în special, ferită aciculară, ceea ce permite să se înţeleagă de ce supraîncălzirea unui astfel de oţel dă cel mai frecvent structuri de tip Widmanstätten. În cazul oţelurilor hipereutectoide creşterea temperaturii şi a duratei de austenitizare duce la creşterea grăuntelui de austenită şi la omogenizarea structurii. Carburile, nitrurile şi alţi constituenţi trec în soluţie, iar atomii dizolvaţi se repartizează uniform în austenită, pe care o stabilizează. La răcirea ulterioară, numărul de centre de cristalizare care iniţiază transformarea austenitei este mai mic. Pentru a avea loc transformarea este necesar un timp, în vederea formării mai întâi a unor noi centre de cristalizare.

Fig. 4.9 Influenţa temperaturii de austenitizare asupra diagramei TTT la răcire izotermă şi asupra curbei de călibilitate pentru un oţel de rulmenţi ( 1% C; 1,7% Cr); temperatura de austenitizare: a) 8500 C; b) 10000 C [2].

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Influenţa incluziunilor şi a precipitatelor. Prezenţa incluziunilor exogene sau a precipitatelor preexistente în austenită, influenţează timpii de incubaţie constituind centre de germinare sau frânând creşterea grăuntelui de austenită (Al, N, carburi, carbonituri) Interpretarea unei diagrame TTT izotermă. Ca exemplu se consideră diagrama TTT a oţelului 41Cr4 (42C4) prezentată în figura 4.10). Oţelul 41Cr4 este un oţel hipoeutectoid (0,41 %C) slab aliat cu crom (0,46 %Cr) .Compoziţia chimică a probei studiate este întotdeauna indicată ca şi condiţiile de austenitizare şi în cazul nostru ta = 850 °C ; τa= 30 min. Grosimea grăuntelui austenitic obţinut în aceste condiţii de austenitizare corespunde la indicele Ga=9 (aproximativ 3· 105 grăunţi/ mm3). Mărimea grăuntelui iniţial este determinată prin metode speciale, de exemplu prin

Fig. 4.10 Diagrama TTT izotermă a oţelului 41Cr4 (42C4) (atlas IRSID) [1]

metoda oxidării a lui KOHN . Din diagramă rezultă că domeniile perlitic şi bainitic sunt parţial separate .Cele două „nasuri” (domenii de minimă

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

stabilitate a austenitei) sunt vizibile şi corespund la aproximativ 625 şi 425°C .Timpii minimi de incubaţie corespunzători acestor temperaturi sunt 50 şi respectiv 7 secunde. Cele două domenii perlitic şi bainitic sunt precedate, până la aproximativ 475 °C, de un domeniu de formare a feritei properlitică sau probainitică (proeutectoidă) .Această zonă corespunde la intervalul Ar3-Ar1 ,caracteristic oţelurilor hipoeutectoide ,dar aici formarea feritei are loc pe cale izotermă. Punctul Ms -limita superioară a domeniului martensitic -este la aproximaiv 310 °C (Ms=305°C după relaţia lui ANDREWS şi 300°C după cea a lui ELDIS). Domeniul bainitic nu a fost studiat sub punctul Ms, cu toate că el există. La o menţinere la 600°C timpul de incubaţie este t0=15s pentru formarea feritei properlitice. Transformarea perlitică începe după 50s. Transformarea austenitei este terminată după aproximativ 15min, oţelul fiind constituit atunci din ferită (F) şi din perlită (F+C) ,cu o duritate de 30 HRC. Pe diagramă apare şi curba întreruptă care arată transformarea a 50% din austenită în cazul analizat mai sus: după aproximativ 200 s, la 600°C austenita s-a transformat în proporţie de 50%. La o menţinere la 500°C (Bs= 550°C) timpul de incubaţie este de 10s. Formarea bainitei începe după 15 s, cea a perlitei după 300 s şi 50% austenită a fost transformată după 1000 s. Sfârşitul transformării nu este indicat pe diagramă (>105 s). La o menţinere la 350°C timpul de incubaţie este to=10s; nu se formează ferită liberă. Transformarea este numai bainitică şi se termină după t1 5104 s . Pentru oţelurile hipoeutectoide, transformarea austenitei (cel puţin pentru Ti suficient de înalte) debutează prin formarea feritei. Curba de început de transformare a domeniului feritic este asimptotică izotermei Ac3, iar curba de sfârşit de transformare este asimptotică izotermei Ac1. Pentru oţelurile hipereutectoide , transformarea austenitei începe prin precipitarea (separarea) carburilor, dar curba de început a formării carburilor nu este întotdeauna indicată pe toate diagramele TTT.

4.2 Diagramele TTT la răcire continuă Diagramele TTT izotermice, studiate anterior, se aplică numai la tratamentele termice la care transformarea austenitei se desfăşoară la temperaturi constante ( recoacere izotermă, călire izotermă ). În practica

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

tratamentelor termice, un mare număr de transformări au loc la răcire continuă, care este caracterizată de variaţia temperaturii pe durata transformării, deci de viteza de răcire ( vr = dt / d ) . Astfel, de exemplu, la toate procesele de călire, la care se utilizează uleiul sau apa la răcire sau în cazul majorităţii recoacerilor, avem de-a face cu răciri continue. Austenita, în aceste condiţii de răcire, nu se transformă la o temperatură constantă, transformarea având loc într-un interval de temperaturi, mai mult sau mai puţin larg. La răciri continue pot apare simultan structuri ale diferitelor trepte de subrăcire, de exemplu bainită lângă perlită, martensită lângă bainită sau chiar perlită + bainită + martensită. Pentru stabilirea cantitativă a fenomenelor de transformare, în cazul răcirii continue, nu sunt adecvate diagramele TTT izoterme. Pentru acestea s-au elaborat şi întocmit diagramele TTT de transformare a austenitei la răcire continuă care, de obicei, sunt trasate în coordonate: temperatură-timp (lg) şi indică, pentru fiecare lege de răcire continuă, punctele de început şi de sfârşit ale formării unui anumit constituent structural. În acest caz domeniul martensitic face parte integrantă din diagramă (punctele Ms şi Mf), iar originea timpului este considerată ca fiind începutul răcirii, plecând de la temperatura de austenitizare. La intersecţia curbelor de răcire cu curbele de sfârşit ale transformărilor, pe diagramă apar cifre care indică procentul de austenită transformat în domeniul imediat superior; de asemenea la capătul curbei de răcire este indicată duritatea caracteristică structurilor obţinute după răcire. Diagramele TTT la răcire continuă pot fi trasate şi în alte sisteme de coordonate, astfel că cele mai reprezentative moduri de trasare se vor arata în continuare. ROSE şi colaboratorii [7] au adoptat ca origine a timpului, momentul trecerii prin temperatura Ac3 , figura 4.11. Acest mod de reprezentare permite compararea diferitelor legi de răcire ale unui oţel, plecând de la diferite temperaturi de austenitizare. O altă metodă pusă la punct de LIEDHOLM [8] se bazează pe întreruperea răcirii epruvetelor JOMINY, prin călire în apă, după durate variabile. Acest lucru permite, cunoscând curbele de răcire ale diferitelor puncte ale epruvetei, determinarea temperaturii de început şi sfârşit de transformare, prin măsurări de duritate şi analiză structurală. O astfel de diagramă trasată de BLICWEDE şi HESS este arătată în figura 4.12 . Un alt mod de reprezentare a diagramele TTT la răcire continuă este de a pune în 700 800 abscisă durata de răcire între anumite temperaturi, exemplu:  300 ,  500 .

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

Austenitizat la 870°C; durata de menţinere 8 mIn ; încălzire 3min

Temperatura, [C]

Ac3

Ac1

Timp [s]

Temperatura, [C]

Fig. 4.11 Curbele TTT la răcire continuă ale unui oţel 42MnV7 [7]

Durata de răcire începând de la 843°C [s]

Fig. 4.12 Curbe TTT la răcire continuă- trasate după metoda « Jominy întreruptă » (oţel cu 0,44%C; 1,04%Mn; 1,13%Cr; 0,15 %Mo) [8]

Curba de răcire este, în acest caz, înlocuită cu o valoare unică care este durata considerată, iar punctele caracteristice transformărilor sunt pe verticala corespunzătoare. Un astfel de exemplu este arătat în figura 4.13. Pentru a facilita utilizarea diagramelor TTT la răcire continuă,

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Temperatura [C]

Austenitizat la 860°C; durată de menţinere 30 min; durata de încălzire 35 min

Durata de răcire între 800 şi 500°C [min]

Fig. 4.13 Curbe TTT la răcire continuă, având în abscisă durata de răcire între 800 şi 500o C (oţel cu 0,,22 %C; 1,5% Mn; 0,33% Cr şi 0,19% Mo) [9]

British Steel C. a adoptat o metodă de reprezentare , care are în abscisă diametrele unor bare călite în aer, apă, ulei, figura 4.14; temperaturile de început şi de sfârşit ale transformărilor corespund centrului barelor, iar pentru alte puncte de pe secţiune se utilizează diametrele echivalente. Diagramele TTT la răcire continuă dau informaţii despre structurile corespunzătoare diferitelor legi de răcire continuă a austenitei, care acoperă un domeniu al vitezelor de răcire începând de la răciri lente corespunzătoare formării feritei , până la răciri rapide corespunzătoare formării martensitei. Astfel, în ordine crescătoare ale vitezelor de răcire, structurile corespunzătoare sunt: ferita (F), perlita (P), sorbita (S), troostita (T), bainita (B) şi martensita (M). Viteza la care în structură apare martensita, se numeşte viteză critică inferioară (vci); la această viteză îi corespunde o structură total troostitică. Viteza la care nu mai are loc transformarea de tip perlitic şi de la care se formează numai martensită se numeşte viteză critică superioară, căreia, în mod obişnuit, i se spune viteză critică ( vc ). Perlita (P), sorbita (S) şi troostita (T) sunt amestecuri mecanice de ferită şi cementită însă cu un grad de dispersie dependent de gradul de subrăcire (vezi tab. 5.2). Gradul de dispersie este caracterizat prin distanţa dintre lamelele de

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

Temperatura [C]

HRC

Fig.4.14. Curbe TTT la răcire continuă având în abscisă diametrele epruvetei (oţel cu 0,36 % C; 0,8 % Mn ; 1 % Cr; 0,2 % Mo ) [10 ].

cementită şi perlită, 0 care, este de fapt suma grosimii lamelelor de cementită şi ferită. Pentru viteze de răcire mai mari de vci , numai o parte din austenită se va transforma în structuri de natura perlitei, cealaltă parte se suprarăceşte şi mai mult şi se transformă în martensită ( M ) la temperaturi mult mai joase ( Ms ). La mărirea în continuare a vitezei de răcire, transformarea perlitică este frânată treptat şi cantitatea de produse ale acestei transformări scade, în schimb, martensita apare în cantităţi din ce în ce mai mari. Duritatea oţelului creşte pe măsură ce se măreşte viteza de răcire de la temperatura de austenitizare. Pentru trasarea diagramelor TTT la răcire continuă s-au propus mai multe metode, care pot fi împărţite în metode teoretice şi metode experimentale.

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Metodele teoretice permit determinarea curbelor TTT la răcire continuă din curbele TTT izotermice prin calcul, folosind anumite ipoteze. Metodele experimentale utilizează cel mai adesea analizele: dilatometrică şi termomagnetică. Pentru întocmirea unor diagrame TTT pe cale dilatometrică se introduc probe mici din oţelul de cercetat într-un dilatometru unde se încălzesc la temperatura de austenitizare, se menţin un anumit timp, după care sunt răcite. Vitezele de răcire se modifică de la probă la probă, variind între viteza de răcire în apă ( 2000 0C / min. ) şi 0,10C / min. Într-o diagramă temperatură-timp logaritmic, sunt reprezentate după aceea diferitele curbe de răcire ale probelor dilatometrice. Pe fiecare curbă de răcire sunt notate punctele de transformare determinate din curbele dilatometrice respective. Punctele de transformare (de început şi de sfârşit, uneori şi cele cu 50 % transformare) corespunzătoare, de pe diferitele curbe de răcire, sunt unite într-o curbă continuă. Pentru completare, se măsoară duritatea şi se studiază microstructura. Duritatea şi proporţiile cantitative ( procentuale ) ale diferiţilor constituenţi structurali sunt notate pe diagramă. În felul acesta se obţine o diagramă care reprezintă transformarea austenitei subrăcite la răcirea continuă de la temperatura de austenitizare. O astfel de diagramă nu este citită de la stânga la dreapta pe izoterme, aşa cum este cazul diagramei TTT izoterme, ci de-a lungul curbelor de răcire înscrise pe ea. Cele arătate vor fi lămurite pe baza unui examen real al oţelului cu compoziţia: 0,25% C; 1,4%Cr; 0,5 % Mo şi 0,25 % V . În figura 4. 15 se prezintă o curbă dilatometrică a acestui oţel, la care

Fig. 4.15 Curba dilatometrică a unui oţel slab aliat cu 0,25% C; 1,4% Cr; 0,5% Mo şi 0,25% V [4].

vitezele de încălzire şi de răcire au fost de 4 0C/min. Din punctele de inflexiune rezultă următoarele temperaturi de transformare:  Ac1 = 770 0 C; A ir1 = 695 0 C ( începutul formării perlitei ).

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

 Ac3 = 825 0 C; A sr1 = 625 0 C ( sfârşitul formării perlitei ).  Ar3 = 770 0 C; Arz = 455 0 C ( începutul formării bainitei ). 0 După răcire la + 20 C oţelul a avut o duritate de 218 HB. Structura a fost formată din 55 % ferită, 15% perlită şi 30 % bainită . Curba de răcire a acestei probe dilatometrice înscrisă într-o diagramă temperatură – timp este reprezentată în figura 4. 16. Curba porneşte de la 8250 C şi nu de la 10000 C, care a fost temperatura de austenitizare. Pe curbă sunt înscrise: punctele de transformare luate de pe curba dilatometrică, structura – 55 % ferită şi 15 % perlită ( restul până la 100 % este întotdeauna bainită , martensită şi austenită reziduală ), precum şi duritatea HB. Această curbă dă, prin urmare , o privire generală asupra relaţiilor cantitative şi calitative care

Fig. 4.16 Curba de răcire a probei dilatometrice din figura 4.15 cu indicarea punctelor critice, a constituenţilor structurali şi a durităţii HB [4]

apar la transformarea oţelului încălzit la 10000 C, în timpul răcirii cu 4 0C / min. Această curbă, precum şi altele 11, dau prin unirea punctelor de egală semnificaţie, diagrama TTT pentru răcirea continuă a oţelului, reprezentată în figura 4.17. Proba 1 care a fost călită în apă de la 1000 0C a prezentat numai punctul de transformare martensitică la Ms=3700 C. Structura constă din 100 % martensită aciculară cu o duritate de 500 HB. Şi la proba 2, răcită în aer suflat, s-a obţinut o structură complet martensitică cu o duritate mai mică, 414 HB. Probele 3 şi 4 au fost răcite în aer cu viteze diferite. S-a obţinut o structură bainitică cu conţinuturi diferite de martensită. Duritatea a scăzut la 367 HB, respectiv 305 HB. Probele 5 ÷ 8 au fost răcite în cuptor cu viteze diferite. În acest caz s-a separat o cantitate din ce în ce mai mare de ferită ( 3; 5; 15 respectiv 45 % ) proeutectoidă. Restul de austenită s-a transformat la 550 0 C în bainită. Cu creşterea conţinutului de ferită, a scăzut şi duritatea la: 298, 290, 286 şi respectiv 259 HB. Probele 9 ÷ 12 au fost răcite cu ajutorul unui regulator de temperatură cu program, cu viteze de răcire de 4; 2; 1,5 respectiv 1 0C / min. La răcirea cu 40 C / min. s-a

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 4.17 Diagrama TTT la răcirea continuă a oţelului cu 0,25% C; 1,4% Cr; 0,5% Mo; şi 0,25% V [4].

format pentru prima dată perlită ( 15 % ), la suprafeţele limită ferită – austenită. La răcirea cu 20 C / min., procentul de perlită a crescut la 30 %, iar răcirea cu 1,50 C / min. structura epruvetei este ferită ( 5,5 % ) şi perlită ( 45 % ), bainita dispărând complet. La proba răcită cu 10 C / min. este prezent acelaşi raport între ferită şi perlită, perlita fiind însă, în mică măsură, globulizată. După cum se poate constata din diagramă, în acest domeniu de răcire duritatea a scăzut în continuare şi anume de la 218 HB, cu valorile intermediare de 195 şi 188 HB, la 184 HB. În acest domeniu de viteze de răcire, de la călirea în apă până la 10 C / min. au fost cuprinse toate structurile. Ca atare, la o anumită piesă răcită, atunci când mersul răcirii la locul interesat este măsurat sau calculat, se poate prevedea structura care va apare, duritatea şi rezistenţa ei precum şi poziţia punctului de transformare. O altă exemplificare a procesului de transformare continuă este prezentată în figura 4. 18 pentru oţelul 42MnV7. În diagramă se disting trei domenii: domeniul formării feritei şi perlitei, care se obţine la viteze de răcire mai lente; domeniul formării martensitei, la viteze de răcire foarte mari şi domeniul intermediar, plasat între cele două domenii. Diagramele TTT la răcire continuă se citesc numai în lungul curbelor de răcire. La răcirea mai lentă, la 700 0C, după 2  104s se formează perlita. Formarea

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

Fig. 4.18 Diagrama TTT la răcire continuă a oţelului 42 MnV 7[2]

perlitei se termină la 640 0C după 4  104 s. Constituenţii structurali au o duritate de 220 HB, structura fiind formată din 20 % ferită şi 80 % perlită. La viteze de răcire mai mari ( curbele cu durităţile 22 şi 24 HRC ), temperaturile de transformare scad. În acelaşi timp scade cantitatea de ferită şi creşte cantitatea de perlită. La răcirea corespunzătoare curbei cu duritatea de 28 HRC, după 80 s începe formarea feritei la 6750 C; la 6100 C, după 150s începe formarea perlitei; la 5100 C după ce s-a format 60 % perlită, transformarea perlitică se opreşte şi este înlocuită cu o transformare în domeniul intermediar ( bainitic ); după 800 se formează circa 20 % constituenţi de natura bainitei. Cantitatea de austenită rămasă ( 10 % ), îmbogăţită în carbon, se transformă la 2450 C în martensită. Duritatea probei este de 28 HRC. La viteze de răcire mari ( curba cu 34 HRC ), timpul de răcire până la 6000 C fiind mai puţin de 30 s, nu mai apare ferita şi perlita, la 5500 C începe transformarea austenitei în structuri intermediare. Răcirea continuă care asigură ca în 8 s proba să ajungă la 4000 C duce la formarea martensitei cu o duritate de peste 60 HRC. Temperatura punctului Ms la diagramele TTT scade dacă răcirea a fost precedată de transformarea intermediară sau de formarea feritei sau a perlitei . În cazul oţelului 42MnV7 punctul Ms scade de la 310 0C la 2400 C. Scăderea temperaturii punctului Ms este datorată îmbogăţirii în carbon a austenitei datorată separării feritei proeutectoide. Temperaturile Ms la

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

diagramele TTT la răcire continuă şi izotermă sunt aceleaşi, cu condiţia ca viteza de răcire să fie mai mare decât viteza critică. Temperaturile corespunzătoare formării a 50% sau a 90 % martensită, la răcirea continuă, nu sunt aceleaşi ca la transformările izoterme. La răcirea continuă acestea sunt, în general, mai scăzute şi sunt dependente de viteza de răcire. Pentru obţinerea unei diagrame TTT la răcire continuă sunt necesare 10 ÷ 12 curbe de răcire. Aceste curbe de răcire sunt trecute pe diagrame ca parametri. Originea axei timpului este considerată trecerea prin punctul Ac3. Prin aceasta se pot compara şi diagramele unui oţel care au fost construite la temperaturi de austenitizare diferite. Duritatea, care se măsoară la terminarea răcirii, se indică la capătului curbei. Domeniul de transformare se notează la fel ca la diagramele TTT izoterme. Cantitatea de structură formată este indicată la intersecţia curbei de răcire cu limita inferioară a domeniului respectiv. Ca şi curba de transformare izotermă, curba de transformare la răcire continuă este situată în întregime sub domeniul de echilibru al soluţiei solide . Zona situată în stânga curbei de început de transformare constituie domeniul de stabilitate al austenitei suprarăcite. Cu cât acest domeniu este mai mare cu atât şi călibilitatea ( adâncimea de călire ) este mai mare. Tot ce s-a spus despre influenţa elementelor de aliere asupra transformării izoterme rămâne valabil în cazul transformărilor la răcire continuă, cu unele observaţii. Elementele gamagene ca Ni şi Mn deplasează curba în jos şi spre dreapta. Elementele alfagene Cr, Mo, Ti, care urcă punctele de transformare Ac1 şi Ac3 şi care deplasează curba spre dreapta, au tendinţa de a face să apară cele două domenii de transformare, perlitică şi bainitică. Creşterea temperaturii şi a duratei de austenitizare duc la mărirea stabilităţii austenitei şi curbele TTT vor fi deplasate spre dreapta. În timpul răcirii continue, austenita se transformă în aceeaşi constituenţi: perlită, sorbită, bainită şi martensită, ca şi în cazul răcirii izoterme. În diagrama TTT la răcire continuă, viteza de răcire este factorul hotărâtor. Coordonatele celor două diagrame sunt la fel: temperatura şi timpul ( timpul în scară logaritmică ). Diagramele TTT la răcire continuă se citesc de-a lungul curbelor de răcire, de unde se pot citi: temperatura, structura în procente şi duritatea, iar viteza de răcire se poate calcula. Figura 4. 19 arată raportul dintre diagrama de echilibru ( a ), curbele TTT izoterme ( b ) şi curbele TTT la răcire continuă ( c ) pentru un oţel

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

hipoeutectoid cu 0,45 %C. Pe diagrama ( c ) s-au trasat curbele pentru diverse diametre ale epruvetelor şi diferite medii de răcire. Pentru acelaşi oţel şi în condiţii de austenitizare identice, începuturile transformării austenitei la răcire continuă sunt deplasate în jos şi la dreapta în raport cu transformarea în condiţii izoterme. Astfel la răcire continuă timpul de incubaţie este mai lung, aşa cum se poate observa şi în figura 4.19 b) şi c). Diagramele TTT la răcire izotermă şi continuă, pe care le-am prezentat sumar, anterior, sunt date pentru numeroase calităţi de oţeluri în atlase speciale. Amintim câteva: “ Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle ”

Fig. 4.19 Comparaţie între diagrama de echilibru ( a ) şi diagramele TTT la răcire izotermă ( b ) şi continuă ( c ) [2].

elaborat de Institutul Max Planck din Germania; “ Courbes de transformation des aciers de fabrication française ” elaborat de I. R. S. I. D. Paris; “ Atlas of isothermal transformation diagrame ”, S. U. A., ş.a. Trebuie remarcat că toate diagramele TTT la răcire continuă din aceste atlase sunt valabile exact numai pentru şarjele indicate şi în condiţiile de încercare prezentate. Dacă se modifică aceşti factori, se modifică şi diagrama, în măsură mai mare sau mai mică. Modificările se constată şi la diferitele şarje ale aceluiaşi oţel, iar calităţile metalurgice, precum şi tratamentele termice şi mecanice anterioare, cum sunt: gradul de deformare (de coroiaj), greutatea lingoului, segregaţiile, structura iniţială, etc., influenţează modul de transformare. Astfel de diagrame arată, însă, comportarea la transformare a unui oţel numai cu o anumită aproximaţie şi acest lucru trebuie să fie clar la utilizarea lor în practica tratamentelor

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

termice deci ele nu trebuie considerate ca diagrame care dau indicaţii absolut exacte, ci ca o bază necesară în vederea cunoaşterii transformărilor care au loc.

4.3 Aplicaţiile practice ale diagramelor TTT Diagramele TTT au o importanţă foarte mare nu numai teoretică ci şi practică. Pe baza diagramelor TTT izoterme s-au stabilit noi cicluri de tratamente termice, comportând menţineri izoterme la temperaturi convenabil alese; s-au putut efectua transformări care să ducă la obţinerea unor structuri uniforme în toată masa piesei, astfel obţinându-se piese cu structuri perlitice sau bainitice. Utilizând diagramele TTT izoterme se va putea realiza uniformizarea temperaturii în tot volumul piesei, pentru a se evita deformările şi fisurile în timpul transformării martensitice. Recoacerea izotermă ( perlitică ) asigură obţinerea de structuri uniforme în tot volumul produselor, cu o durată a ciclului scurtă. De asemenea asigură o bună prelucrabilitate, în special la produsele forjate. Recoacerea obişnuită este mai lungă, uneori menţinerile îndelungate putând determina formarea structurilor în benzi. Prin recoacerea izotermă se poate înlătura acest neajuns. Astfel cu ajutorul diagramelor TTT izoterme se pot stabili intervale de temperaturi optime, pentru ca durata ciclului să fie minimă ( fig. 4. 20 ). La oţelul 28NiCrMo74 (30MoCrNi20), utilizat pentru confecţionarea de piese de dimensiuni mari, formarea perlitei începe după 25 de minute şi se termină după 220 de minute, la o temperatură de 6600 C. La o creştere a temperaturii cu numai 300 C, formarea perlitei începe după 40 de minute şi necesită 1400 de minute pentru transformarea completă. Cu ajutorul diagramelor TTT se pot stabili, de asemenea, parametrii de temperatură şi durată ai călirii izoterme şi ai călirii în trepte (martempering). Un câmp foarte mare de aplicaţii îl au diagramele TTT la răcire continuă. În practică se pun, de multe ori, următoarele două probleme: a) alegerea unei calităţi de oţel, pentru o piesă de dimensiuni cunoscute, care în urma tratamentului termic să permită obţinerea unor caracteristici mecanice date; b) alegerea unui tratament termic pentru o piesă fabricată dintr-o calitate de oţel cunoscută, pentru a obţine anumite caracteristici mecanice.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

Fig. 4.20 Tratamente izoterme aplicate oţelului 28 NiCrMo 74 (echivalent cu 30 MoCrNi 20) [2].

Curbele de transformare la răcire continuă permit să se răspundă uşor la aceste probleme, cu condiţia cunoaşterii curbei de răcire. În primul caz ( a ) este suficient a suprapune curba sau curbele de răcire pe diagramele TTT la răcire continuă a diferitelor calităţi de oţel, până ce se obţine în partea de jos a curbei sau a curbelor de răcire respective, duritatea dorită. În al doilea caz ( b ) este suficient de a se vedea pe diagramele TTT care este curba de răcire care permite să se obţină structura şi caracteristicile dorite. Astfel, tratamentul termic va trebui să fie căutat în aşa fel încât condiţiile de răcire ale piesei să fie pe cât posibil apropiate de curba astfel determinată. În cele două cazuri arătate mai sus, trebuie să se ţină seama şi de evoluţia proprietăţilor structurii considerate în timpul revenirii. De aceea, în cele mai multe atlase cu diagrame TTT se reprezintă, în plus, curbe de călibilitate JOMINY realizate după revenirea la două sau mai multe temperaturi diferite. Aceste curbe dau o idee asupra comportării la revenire a diferitelor structuri, posibil a fi obţinute prin răcire, ale oţelului considerat. Utilizarea curbelor de transformare la răcire continuă este, deci, foarte uşoară dacă se dispune de o serie de curbe de răcire a pieselor pentru diferite condiţii de tratament. Folosirea lor este şi mai uşoară dacă curbele de răcire sunt trasate pe o folie transparentă şi reprezentate la aceeaşi scară cu diagramele TTT.

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

T em peratura, °C

În figurile 4.21 şi 4.22 se dau două exemple de curbe de răcire construite pe material transparent (folie) pentru răcirea în ulei , în aer şi apă a unor probe cilindrice de diferite diametre.

Fig. 4.21 Curbele de răcire ale unor epruvete rotunde cu diametre D, diferite, încălzite la 8500 C şi răcite în ulei ( a ) şi aer ( b ) [2].

Pentru a cunoaşte duritatea şi natura constituenţilor formaţi, în centru şi în apropiere de suprafaţă, în timpul tratamentului unei epruvete rotunde de diametru dat este, deci, suficient de a aşeza curbele de răcire peste diagrama TTT a oţelului respectiv. Intersecţia acestor curbe de răcire cu curba de transformare şi cu diferitele domenii traversate dă o idee asupra constituenţilor formaţi în timpul tratamentului termic, cât şi asupra structurii şi distribuţiei ei procentuale. Duritatea se citeşte sub curba de răcire. Ca exemplu de aplicare a curbelor de răcire a epruvetelor rotunde, trasate pe material transparent, în figura 4. 23 se reprezintă curbele de răcire în aer, trasate pe material plastic, suprapuse pe diagrama TTT la răcire continuă a unui oţel similar cu 34 MoCrNi 15. Citind durităţile de sub curbele de răcire se poate trasa curba reprezentând, de exemplu, variaţia durităţii în centru, în funcţie de diametrul epruvetei ( fig. 4.24 ).

T e m p e ra tu ra , ° C

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

T im pul, s

T e m p e ra tu ra , ° C

Fig. 4.22.Peocesul de răcire ,al unei epruvete din oţel ( 34Cr4) în: apă, ulei şi aer; a) Φ28; b) Φ48; c) Φ95 [2].

T im pul, s

Fig. 4.23 Suprapunerea curbelor de răcire în aer peste diagrama TTT la răcire continuă a oţelului 34MoCrNi15 [2]

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 4.24 Variaţia durităţii în centrul probei, în funcţie de diametru, în cazul răcirii în aer şi ulei ( căliri ) [2]

Determinarea călibilităţii .Tot cu ajutorul curbelor TTT se poate aprecia călibilitatea unui oţel, prin estimarea vitezei critice de călire, care reprezintă viteza minimă de răcire care asigură obţinerea unei structuri complet martensitice (viteza critică superioară). Curba de răcire corespunzătoare vitezei critice este tangentă la curba de început a transformării din diagrama TTT la răcire continuă. Dacă se pleacă de la diagrama TTT la răcire continuă (fig. 4.25),

Fig. 4.25 Determinarea vitezei critice de călire, răcire: a) de laAc1; b) de la tpf [2].

viteza critică, apreciată conform figurii 4.25 b), este dată de relaţiile : vc 

A1  t min τ min

(4.4)

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

în care: A1 este temperatura punctului critic la încălzire ; tmin - temperatura de stabilitate minimă a austenitei ;

τmin - durata de stabilitate minimă a austenitei .

Dacă se pleacă de la o diagramă TTT izotermă, viteza critică se calculează cu relaţia : vc 

A1  t min 1 .5  τ min

(4.5)

în care 1,5 este mărirea duratei transformării la răcire continuă faţă de transformarea la menţinere izotermă. Rezultatele obţinute cu diagramele TTT izoterme în determinarea vitezei critice de călire, se încadrează apreciabil în limitele erorilor experimentale. Determinarea vitezei critice se poate face şi plecând de la familia curbelor de răcire plasate pe diagrama TTT la răcire continuă, fie direct, fie cel mai adesea prin interpolarea între două curbe învecinate. În figura 4.26 se arată schematic modul de determinare a vitezei de răcire critice pentru două mărci de oţel: 50CrMo4 şi 35NiCr15 .

Fig. 4.26 Determinarea vitezei critice [1]

Pentru oţelul 50CrMo4 viteza critică corespunde curbei întrerupte, care nu face parte din familia de curbe experimentale, în acest caz se poate utiliza fără mari inconveniente, curba de răcire situată imediat la dreapta şi care nu determină formarea unei cantităţi de bainită inferioară mai mare de 1% . Din diagrama TTT la răcire continuă a oţelului 50CrMo4 rezultă şi :

100

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE 300 (vr700)I = 35 °C/s şi (Δ  700 )I =25 s, respectiv ( v 300 ) =16 °C/s; 700

Pentru marca 35NiCr15 viteza critică aparţine familiei de curbe de răcire experimentală , iar din diagrama TTT la răcire continuă a sa, rezultă : 300 (vr700)I = 0,8 °C/s şi (Δτ 300 )  1000s, respectiv ( v 700 ) = 0,4 °C/s . 700 I

Se observă că oţelul 35NiCr15 are o viteză critică mai mică şi ca urmare călibilitatea este mai mare, intervalul de stabilitate minimă a austenitei fiind şi el mai mare. Determinarea vitezei critice este aproximativă, având în vedere faptul că determinările experimentale ale curbelor TTT sunt şi ele aproximative . Pentru anumite aplicaţii este important de a putea reprezenta legea de răcire printr-un singur parametru suficient de semnificativ. În general se utilizează : -fie viteza de răcire momentană la 700 °C exprimată cu relaţia: (v r )

700

 (

dt d

)700

(4.6)

-fie intervalul de timp necesar pentru răcirea de la 700 °C la 300 °C (intervalul mediu în care este posibil să apară transformări cu difuziune: (   ) 300 (fig. 4.27). 700 Caracterizarea legii de răcire poate fi făcută şi cu viteza medie : 300

V 700 =

400 300

(  τ ) 700

(4.7)

Pe baza unui număr mare de încercări experimentale s-au determinat formule pentru calculul (Vr)700 şi (   ) 300 care au forma : 700 lg ( v r )700  α  β lg d 300

lg(  t )700  α  β lg g

(4.8) (4.9)

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

101

Fig. 4.27 Parametrii răcirii [1]

în care: d şi g sunt diametrul cilindrului, respectiv grosimea piesei; α, β - coeficienţi dependenţi de mediul de răcire şi de punctele piesei considerate. Pe baza acestor formule, s-au construit nomograme, dintre care cele mai utilizate sunt nomogramele CREUSOT-LOIRE şi nomograma OTUA care

300 permit determinarea lui (Vr)700 , respectiv   700  f (D, H ,

Această ultimă nomogramă este reprezentată simplificat în figura 4.28.

Fig. 4.28 Nomograma OTUA [1]

r R

102

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Ca exemplu s-a stabilit, plecând de la nomograma OTUA, 300 următoarele relaţii pentru   700 , în centrul unei bare rotunde austenitizate la 850°C, pentru trei medii clasice de răcire : -apă : lgΔτ(s)=1,568 lg d (mm) -1,02 ;

(4.10)

-ulei : lgΔτ(s) =1,372 lg d (mm) - 0,331 ;

(4.11)

-aer : lgΔτ(s)=0,961lg d (mm) + 1,516 ;

(4.12)

Exemplu : Vitezele de răcire medii între 700 şi 800 °C în centrul unei bare cu Φ100mm, sunt pentru cele trei medii respectiv: 104, 5103 şi 5102 °C/h. Exemplul dat în figura 4.28 corespunde răcirii unei bare cilindrice cu 300 Φ 100 mm în ulei (H=0,015mm-1) şi pentru care rezultă   700 = 250s). Pe baza curbelor TTT la răcire continuă (notate în unele lucrări cu TRC) se poate obţine pentru fiecare marcă de oţel o curbă HV (sau HRC) = = f(lgΔτ). În figura 4.29 se prezintă o astfel de curbă pentru oţelul 41Cr4; 300 parametrul de răcire este   700 . Folosirea acestor curbe împreună cu nomograma OTUA sau cu relaţiile analitice prezentate mai sus, permite rezolvarea simplă a unor probleme legate de călire.

Fig. 4.29 Curba HRC pentru oţelul 41Cr4 [1]

Exemplu : se cere determinarea diametrului maxim a unei bare rotunde din 41Cr4 având o duritate mai mare de 40HRC în centru, după călire în apă (H=1in-1) şi în ulei (H=0,6in-1). Din figura 4.29 rezultă că pentru aceasta trebuie realizată în centru o valoare a lui Δτ inferioară la 275s. Relaţiile date mai sus permit calculul diametrelor limită pentru călire în apă şi ulei : respectiv 150 şi 100 mm.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

103

Pentru a uşura rezolvarea unor asemenea probleme ,diagramele TTT 300 la răcire continuă au fost construite în coordonatele: (T;   700 ). Diagramele TTT la răcire continuă au fost construite pe baza unor încercări experimentale, la care probele au fost răcite după o lege newtoniană. În practica tratamentelor termice produsele se răcesc, în diferite medii, după diferite legi care diferă de legile de răcire care au stat la baza construirii curbelor TTT. Curbele de răcire în aer, abstracţie făcând de efectul termic al transformării, se abat foarte puţin de la legea de răcire a lui Newton. La răcirea în ulei şi apă, aceste diferenţe sunt mari; în apropierea suprafeţei până la temperaturi sub 4000 C curbele de răcire se apropie de curbele dilatometrice, sub 4000 C vitezele de răcire influenţează neesenţial procesele de transformare. În miezul probelor răcirea de la temperaturi înalte are loc mai lent până la 5000 C, decât diagramele etalon; în intervalul 600 – 7000 C răcirea este mai rapidă, iar sub 4000 C este din nou mai lentă. Dar aceste abateri nu sunt suficient de mari pentru a modifica transformările care au loc. La fiecare viteză de răcire dată, în diagrama TTT, corespunde o anumită stare structurală, caracterizată prin natura şi cantitatea componenţilor structurali care au o anumită duritate. Şi invers: dacă într-un anumit loc al piesei, structura şi duritatea sunt suficient de apropiate de cele indicate de o anumită curbă de răcire, atunci procesul de răcire al acelui loc este dat de acea curbă de răcire. Aceste corelaţii au fost demonstrate experimental de A. ROSE care a utilizat o probă cilindrică, din oţelul 37 MnSi 5, cu diametrul de 50 mm, prevăzută cu termocupluri la distanţele de 1; 5; 10; 15 şi 25 mm de la suprafaţa răcită, care după ce a fost încălzită în prealabil, a fost răcită în apă. Apoi s-a secţionat proba şi s-au determinat duritatea şi structura în punctele considerate. Pe diagrama TTT a oţelului 37 MnSi 5 (fig.4.30) , după ce s-au suprapus curbele de răcire respective, s-au identificat curbele care asigură aceleaşi structuri şi aceleaşi durităţi: 0, I , II, III şi IV. Aceste curbe de răcire corespund suficient de bine cu curbele determinate experimental pe proba de 50300 mm ( fig. 4. 31 ). Pe baza celor de mai sus se poate arăta că atunci când se cunoaşte structura şi duritatea într-un anumit loc al produsului se poate stabili, cu suficientă exactitate, curba de răcire în acel loc, dacă se cunoaşte curba TTT la răcire continuă. Diagramele TTT, care constituie o reprezentare schematică a diferitelor posibilităţi de transformare a austenitei, au o mare utilitate practică

104

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 4.30 Determinarea modului de răcire a unei probe cilindrice, cunoscânduse structura şi duritatea, cu ajutorul diagramei TTT a oţelului 37 MnSi 5 [2].

Fig. 4.31 Procesul de răcire într-o probă cilindrică din oţel 37 MnSi 5, la răcirea în apă. [2]

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

105

şi teoretică, cum s-a văzut. Ele permit înţelegerea şi interpretarea fenomenelor care au loc în cursul tratamentelor termice. Sunt extraordinar de preţioase, atât pentru proiectant, constructor, cât şi pentru metalurg. Pe baza lor se pot stabili condiţiile de tratament termic care asigură caracteristicile mecanice dorite şi alegerea oţelurilor ţinând seama de posibilităţile lor de tratament termic. Curbele TTT la răcire continuă sunt, în general, mai utilizate, pentru că ele sunt determinate în condiţii foarte apropiate de cele întâlnite în practica curentă a tratamentelor termice, unde piesele cu diferite grosimi sunt răcite cu viteze diferite, într-o manieră continuă, între temperatura de austenitizare şi temperatura mediului ambiant.

4. 4 Transformarea austenitei în perlită (transformarea perlitică ) Austenita, sub temperatura A1, nu este stabilă şi se transformă izoterm sau continuu în perlită, la oţelurile eutectoide. Pentru aceasta este necesar ca subrăcirea sub A1, respectiv viteza de răcire, să fie reduse. În timpul răcirii, conţinutul de carbon al austenitei (0- 2,11%C) poate să ajungă la 0,77 %C, pentru oricare oţel. În cazul unui oţel hipoeutectoid, în timpul răcirii se separă din austenită, prima dată, ferita după linia SG până când austenita ajunge la concentraţia eutectoidă (0,77%C). La oţelurile hipereutectoide se separă cementita după linia SE, până când compoziţia austenitei ajunge iarăşi la cea eutectoidă. Din această cauză este necesar să studiem , pentru toate oţelurile, transformarea eutectoidă. Transformarea austenitei în perlită este determinată de variaţia energiei libere cu temperatura. La răcire sub A1, perlita are o energie liberă mai mică decât austenita, deci, ea este structura stabilă din punct de vedere termodinamic (fig. 3.1). Transformarea austenitei în perlită se efectuează prin difuzie. Austenita, practic omogenă în ce priveşte conţinutul de carbon, se descompune în ferită şi cementită după reacţia: Feγ (0,77 %C)→Feα (0,02 %C) + Fe3C (6,67 %C)

(4.13)

Ferita şi cementita care rezultă au concentraţii de carbon foarte diferite şi de asemenea structuri diferite, atât între ele cât şi faţă de austenita

106

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

din care s-au format. Pentru transformarea A→P trebuie să aibă loc schimbarea sistemului de cristalizare din CFC în CVC şi să difuzeze carbonul din austenită pentru a forma Fe3C şi ferita. Transformarea CFC în CVC este însoţită de o creştere a volumului cu 1%, ceea ce ne arată că mişcarea atomilor se face pe distanţe mici. Se poate aproxima că, pentru noua reorganizare, atomii de Fe au nevoie sa parcurgă un drum mai mic decât parametrul reţelei, de ordinul 10-8 cm. Considerând o plăcuţă de ferita cu lăţimea de 0,02 mm = 2 10-3 cm şi imaginându-ne că în mijloc se găseşte un atom de carbon, pentru ca aceasta să difuzeze trebuie să parcurgă un drum de 1 10-3 cm. Comparând cu drumul parcurs de atomii de Fe (10-8 cm) este evident că atomul de carbon necesită timp mai mare decât timpul necesar transformării sistemului de cristalizare. La o temperatură puţin inferioară celei de 727˚C (A1) se pot deosebi trei stadii de transformare. Astfel, dacă oţelul eutectoid se răceşte brusc până la o temperatură sub A1 (680-700 ˚C) şi apoi se menţine la această temperatură, fenomenul decurge în felul următor (fig. 4.32). La început are

Fig. 4.32 Stadiile transformării perlitice pentru un oţel eutectoid

loc transformarea alotropică Feγ → Feα (stadiul I). Soluţia solidă γ are atomul de carbon în centrul liber al volumului, deci şi în α atomul de fier se află în centrul volumului. Însă atomul de carbon nu îşi mai are locul în interstiţiile noii reţele cristaline, el caută să se deplaseze înspre exteriorul celulei, spre centrul unei feţe a cubului. După cum ştim α nu dizolvă decât foarte puţin carbon, în primul stadiu, însă, carbonul nu poate fi eliminat, el rămâne în soluţie deformând (tensionând) reţeaua, mărind un parametru, c, în direcţia în care îşi face drum. Se obţine astfel o soluţie solidă α cu carbon suprasaturat, tensionată, cu reţea tetragonală. Reţeaua tetragonală care întâi are volumul centrat, rezultă din cea cubică cu feţe centrate, printr-o

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

107

deplasare relativ mică a atomilor. În stadiul al doilea (II) carbonul se separă din soluţia solidă sub forma unor carburi, care la început sunt de tip molecular, de forma FexC (carbura ε, carbura X), extrem de fin dispersate (amestec molecular dispers). Treptat, prin difuziune aceste carburi tind spre forma Fe3C. În ultimul stadiu (III) are loc prin difuziune aglomerarea fazei disperse (cementita) pe fond de ferită, ajungându-se la amestecuri din ce în ce mai puţin fin disperse. Ele se pot identifica întâi la microscopul electronic, apoi cele grosolan disperse la microscopul metalografic, corespunzând la stări din ce în ce mai apropiate de echilibru. Acest stadiu corespunde creşterii grăunţilor. Dacă transformarea perlitică la răcire izotermă am putea teoretic s-o oprim în diferitele stadii ale ei, s-ar obţine diferite structuri în afară de echilibru, corespunzătoare la amestecuri cu diferite grade de dispersie (austenită supra răcită, martensită, troostită, sorbită şi perlită). Între aceste structuri, austenita şi martensita sunt monofazice (soluţii solide), iar celelalte sunt bifazice (amestecuri) şi poartă numele general de structuri perlitice. Acestea diferă între ele numai prin fineţea constituenţilor, neexistând între ele o delimitare categorică. Numele acestor structuri s-a dat în cinstea unor cercetători în domeniul tratamentelor termice: martensită – după A. MARTENS, sorbită – H.C. SORBY, troostită – după L. TROOST. Mecanismul transformării. Germenii de perlită se formează în locurile unde reţeaua este deranjată, la limitele grăunţilor, şi locurile cu imperfecţiuni (defecte) de reţea din interiorul grăunţilor de austenită şi la suprafaţa diferitelor incluziuni: în aceste locuri chiar înainte de producerea transformării, concentraţia atomilor de carbon este mai ridicată ca urmare a interacţiunii acestuia cu imperfecţiunile de reţea (dislocaţii, vacanţe etc.). Astfel că faza iniţiatoare a transformării austenitei în perlită este cementita (fig. 4.33). Ca urmare a formării germenelui de cementită, zonele învecinate vor avea o concentraţie de carbon mai scăzută şi apare probabilitatea formării feritei (γ → α). Hiller a introdus modelul de creştere cuplată a lamelelor de cementită şi ferită (fig. 4.34). Elementele de aliere au influenţă asupra energiei libere. Cu cât este mai mare variaţia de energie liberă, ca urmare a influenţei elementelor de aliere sau a temperaturii de transformare, cu atât va fi mai mică distanţa interlamelară a perlitei Δo. Formarea perlitei se produce atât în toată masa cristalului de austenită cât şi preferenţial la marginea acestuia. La o subrăcire mică, adică în apropierea punctului A1, transformarea începe cu apariţia continuă a unor

108

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

cem en tită

Fig.4.33 Schema formării structurii perlitice: I - austenită; II – germinarea cementitei; III – formarea lamelelor de cementită şi ferită; IV – VI –creşterea lamelelor, formarea perlitei; VII –mecanismul formării structurii celulare: 1, 2 –concentraţie ridicată, respectiv scăzută în carbon; 0 – distanţa interlamelară. [5]

Fig. 4.34 Reprezentarea schematică a creşterii perlitei (după Hiller) [5] .

colonii pe suprafeţele de separare ale grăunţilor de austenită. Aceste colonii înconjoară grăuntele de austenită şi numai ulterior transformarea sa continuă şi în interiorul grăuntelui, perlita crescând uniform în toate părţile în jurul centrului de cristalizare, având până în momentul contactului cu cristalul vecin o formă sferică. Formarea coloniilor şi a cristalelor de perlită trebuie examinată ca două procese distincte în cadrul mecanismului transformării perlitice . Colonia de perlită reprezintă un volum în care lamelele de ferită au aceeaşi direcţie. Lamelele de cementită au şi ele, de regulă, o singură orientare, însă, uneori, în aceeaşi colonie se întâlni şi două orientări diferite. (fig.4.35).

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

109

Teoria unanim acceptată, în prezent, consideră formarea perlitei ca pe un proces de germinare şi creştere frontală şi laterală a coloniei de perlită în masa de austenită (fig. 4.36). Formarea şi creşterea cristalului de perlită se desfăşoară prin formarea şi creşterea coloniilor. Procesul de creştere a unei colonii încetează în momentul când ea vine în contact cu colonii aparţinând altui cristal de perlită sau când apare o nouă colonie datorită germinării unei lamele de cementită cu altă orientare. Această germinare poate fi determinată de curbarea lamelelor în Fig. 4.35 Formarea unei colonii de perlită timpul creşterii frontale şi laterale, de tensiuni, incluziuni sau gradiente de concentraţie. Marginea grăunţilor determină în mod obişnuit creşterea unei colonii.

Fig. 4.36 Reprezentarea schematică a creşterii frontale (S) şi laterale (E) a coloniei de perlită

La temperaturi de transformare situate în apropierea cotului perlitic, germinarea se face exclusiv de la marginile cristalelor de austenită, iar perlita fină (troostita) formată conturează granulaţia austenitică. Cinetica transformării perlitice este determinată de valoarea parametrilor transformării: viteza de germinare Nv [1/cm3·s] sau [1/cm2·s] şi viteza de creştere G [mm/s]. Valorile parametrilor Nv şi G variază în funcţie de o serie de factori: temperatura şi durata încălzirii pentru austenitizare, temperatura menţinerii izoterme, viteza de răcire, conţinutul de carbon, gradul de omogenizare al austenitei şi alţi factori structurali. În figura 4.37 se arată variaţia parametrilor Nv şi G în funcţie de gra-

110

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE G m m /s

N v, 3

1 /m m ·s

Fig. 4.37 Variaţia parametrilor Nv şi G în funcţie de gradul de subrăcire pentru un oţel eutectoid

T em p eratu ra d e tran sfo rm are

dul de subrăcire. Se observă că viteza maximă de transformare a austenitei la 500-600°C se datoreşte valorilor maxime ale ambilor parametri în acest interval de temperatură. Mărimea grăuntelui de perlită depinde de raportul dintre mărimile Nv şi G. La o valoare mare pentru G, se obţine o perlită cu grăunţi grosolani, lucru care se produce la grade mici de subrăcire; la o valoare mică pentru G şi mare pentru Nv, în condiţii de subrăcire intensă, se formează perlita cu grăunţi fini. Aşadar, dimensiunea grăuntelui de perlită nu este egală cu cea a grăuntelui austenitic iniţial, ce poate fi mai mare sau mai mic. Având în vedere că centrele de cristalizare apar preferenţial pe marginile grăunţilor, cu cât lungimea totală a acestor suprafeţe ale marginilor grăunţilor este mai mare, cu atât numărul de centre de cristalizare apărute în unitatea de timp va fi mai mare. În cazul când celelalte condiţii rămân neschimbate, cu cât grăuntele iniţial de austenită este mai mic, cu atât şi grăuntele de perlită care se formează este mai fin. Pentru o anumită temperatură de menţinere izotermă, valoarea lui Nv depinde de temperatura şi durata încălzirii pentru austenitizare. Cu creşterea temperaturii şi duratei de încălzire pentru austenitizare valoarea lui Nv se micşorează datorită omogenizării austenitei (micşorarea numărului de microvolume cu concentraţii diferite de cea medie a austenitei şi a numărului de carburi rămase nedizolvate la încălzire).Valoarea celuilalt parametru G nu este influenţată de gradul de omogenizare a austenitei şi deci de condiţiile de austenitizare şi nici de factorii metalografici (puritatea metalului, metoda de dezoxidare etc.). Valoarea lui G este influenţată de compoziţia oţelului şi de gradul de subrăcire.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

111

Valoarea parametrului Nv este foarte sensibilă la orice modificare a structurii austenitei. La grade mici de subrăcire, viteza de creştere a perlitei este foarte mică; cu creşterea gradului de subrăcire , viteza se măreşte, atingând un maxim, apoi scade ca urmare a micşorării mobilităţii atomilor. Pentru studiul transformării A→P, la răcire izotermă, de un real folos sunt diagramele TTT la răcire izotermă. Cu cât temperatura de descompunere a austenitei scade, cu atât amestecul ferită + cementită format este mai dispers. Dispersia amestecului poate fi caracterizată prin distanţa interlamelară Δo, care corespunde grosimii unei lamele de ferită şi cementită. ZENER a dedus următoarea formulă pentru calculul lui Δo : o 

2T E  

  Q  T

; T  TE  T

(4.14)

unde: Q este căldura de transformare a unităţii de volum; TE - temperatura absolută a transformării eutectoide; σ- energia suprafeţelor de separaţie a fazelor ferită şi cementită; T- temperatura la care are loc transformarea în urma răcirii. După [ 5 ] Δo se calculează cu o relaţie mai simplă: o 

15 T

; T  TE  T

(4.15)

În figura 4.38 se arată relaţia între proprietăţile mecanice ale oţelului 0,78 %C şi temperatura de transformare austenitică în amestec ferită + cementită. Perlita, sorbita şi troostita sunt amestecuri mecanice de ferită şi cementită; ele se deosebesc numai prin gradul de dispersie. Aceste structuri sunt în afară de echilibru şi pentru oţelurile cu compoziţie diferită de a eutectoidului au un conţinut în carbon superior sau inferior la 0,77 %C. În cazul transformării A→P la oţelurile hipo şi hipereutectoide apar unele particularităţi. Diferenţa faţă de oţelurile eutectoide constă în separarea (precipitarea) feritei la oţelurile hipoeutectoide şi a cementitei la cele hipereutectoide. Pe diagrama TTT apare o curbă suplimentară care

112

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

arată această particularitate (fig.4.6). Cantitatea de ferită (sau cementită) care apare suplimentar scade cu scăderea temperaturii. La o anumită subrăcire, descompunerea austenitei începe direct cu formarea germenilor de eutectoid. Deoarece cantitatea de ferită (sau cementită) în exces se micşorează cu scăderea temperaturii, conţinutul în carbon al sorbitei şi al troostitei este inferior la 0,77 % pentru cazul oţelurilor hipoeutectoide şi superior la 0,77 % pentru oţelurile hipereutectoide. Acest eutectoid a cărui concentraţie diferă de cea care corespunde la starea de echilibru 0,77 %C, punctul S din diagrama Fe-C) a fost numit de BOCIVAR cuasi-eutectoid (fig. 4.39) sau Fig. 4.38 Proprietăţile mecanice ale pseudoeutectoid. oţelului cu 0,78 %C în funcţie de temperatura de transformare [5]

Fig. 4. 39 Domeniul de compoziţii al pseudoeutectoidului în funcţie de gradul de suprarăcire [5].

Elementele de aliere modifică forma şi poziţia curbelor de descompunere izotermă şi, respectiv intervalele de temperaturi în care se produce transformarea perlitică. În mod corespunzător se modifică valoarea lui Δo (fig. 4.40). În cazul analizării transformării A→P la răcire continuă ne vom folosi de diagramele TTT la răcire continuă.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

113

Distanţa interlamelară Δo

Rolul esenţial în cunoaşterea structurii îl are viteza de răcire. La o viteză mică de răcire, de exemplu v1=1°C/min., pentru un oţel eutectoid, transformarea va avea loc la o subrăcire mică, aproximativ 710 °C, formându-se perlita cu lamele grosolane de ferită şi cementită cu o duritate mică (180HB). La o viteză mai mare de răcire (v2=60 °C), transformarea are loc la o temperatură mai joasă Ar1=680 °C), lamelele de ferită ← Intervalul transforşi cementită devin mai subţiri, iar mării perlitice duritatea creşte (230HB). → Subrăcirea faţă de A1 Mărirea în continuare a vitezei de răcire duce la coborârea temperaturii de Fig. 4.40 Curba cinetică a transformării bainitice transformare şi la obţinerea unei perlite cu structură din ce în ce mai fină şi cu duritate mai mare. La v3=600 °C/min (10°C/s) transformarea are loc la 650 °C şi duritatea este de circa 250 HB şi la v4=650 °C scade la 600 °C, iar duritatea perlitei creşte până la 350 HB. Cu alte cuvinte, viteza de răcire influenţează caracterul transformării, structura şi proprietăţile produselor descompunerii în mod absolut analog cu mărirea gradului de subrăcire. Având în vedere că temperatura de transformare coboară pe măsura măririi vitezei de răcire, ar fi mai corect să se tragă concluzia că variaţia vitezei de răcire reprezintă numai una dintre metodele de obţinere a unui grad diferit de subrăcire. În consecinţă, temperatura de transformare şi nu viteza de răcire determină structura şi proprietăţile produselor de descompunere a austenitei şi ca atare, între transformarea izotermă a austenitei şi transformarea austenitei la răcire continuă există o legătură mai strânsă decât s-ar părea la prima vedere.

4. 5 Transformarea austenitei în martensită ( transformarea fără difuzie ) Transformarea martensitică se poate observa şi în alte aliaje decât cele fier – carbon. Totuşi cea mai mare importanţă practică a transformării martensitice se constată la aliajele fier – carbon.

114

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Dacă răcirea de la temperatura de austenitizare (Ta) se face cu viteză mai mare decât viteza critică ( vcr ), la o temperatură Ti inferioară punctului Ms (martensite start), punct caracteristic mărcii oţelului şi condiţiilor de austenitizare, transformarea austenitei are un caracter foarte diferit, dând naştere unui constituent special, numit martensită. La temperaturi mai mici decât Ms difuzia carbonului devine foarte slabă, deci transformarea martensitică se produce fără difuzie. Ea este aproape instantanee şi la fiecare temperatură Ti o fracţiune determinată de austenită se transformă în martensită. O menţinere izotermă nu modifică procentul de structură transformată. Curbele izoaustenitice sunt paralele cu axa timpului ( fig. 4.41 ).

Fig. 4.41 Transformarea martensitică: a) domeniul de transformare martensitic A→ M; b) evoluţia transformării martensitice [1]

Condiţiile termodinamice pentru această transformare sunt analoage transformărilor perlitice şi bainitice, adică transformarea se produce sub temperatura la care energia liberă a austenitei este mai mare decât a martensitei (fig. 4.42). Mecanismul de transformare. S-au emis o serie de ipoteze cu privire la deplasările posibile ale atomilor la transformarea A→M. Una dintre aceste ipoteze, care oferă o explicaţie plauzibilă, consideră că mecanismul de formare a martensitei are la bază deplasări minime în spaţiu ale atomilor, păstrându-şi poziţiile relative. Potrivit acestei ipoteze, germenii de martensită se formează de o parte şi alta a planelor de alunecare care iau

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

115

Fig. 4.42 Reprezentarea schematică a condiţiilor termodinamice ale transformării martensitice

naştere datorită stării puternic tensionate a grăuntelui de austenită supus răcirii cu viteză mare (fig. 4.43 a)). Pe măsură ce se realizează răcirea austenitei, la un moment dat energia sa liberă este mai mare decât cea a martensitei, astfel că are loc reordonarea reţelei de austenită în reţea de martensită. Prin răcire în continuare, apar noi plane de alunecare (fig. 4.43 b)) şi lamele de martensită noi care vor împărţi grăuntele de austenită în

Fig. 4.43 Schema mecanismului de formare a martensitei

volume din ce în ce mai mici. Viteza de creştere a cristalului de martensită este foarte mare (104mm/s). Creşterea cristalului de martensită încetează când acesta a ajuns la o anumită grosime şi lungime. Martensita având un volum specific mai mare decât austenita, microvolumele de austenită rămase netransformate vor fi supuse unor compresiuni multilaterale, ceea ce poate frâna la un moment dat procesul transformării.

116

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Cinetica transformării. Transformarea A→M, potrivit curbei cinetice a transformării (fig. 4.44) începe la o anumită temperatură Ms (start) şi se dezvoltă continuu până la sfârşitul transformării care are loc la temperatura Mf (final). O caracteristică a acestei transformări este aceea că în final rămâne o anumită cantitate de austenită netransformată, numită austenită reziduală (Arez). Factorii principali care influenţează cinetica transformării A→M sunt: întreruperea procesului de răcire şi viteza de răcire. Întreruperea răcirii în intervalul Ms-Mf (interval de transformare martensitică) influenţează diferit curba cinetică a transfor-mării A→M: -dacă menţinerea izotermă are loc în zona superioară a intervalului de transformare martensitică, la reluarea răcirii transformarea continuă şi cantitatea finală de martensită formată nu este influenţată; - dacă întreruperea are loc în zona inferioară a intervalului de transformare, la reluarea răcirii procesul de formare a martensitei reîncepe , însă cantitatea finală de Fig. 4.44 Curbele cinetice ale formării martensitei: în oţeluri: a) cu martensită formată va fi mai mică. coţinut ridicat de carbon ; Spunem că are loc o stabilizare a b) cu conţinut mediu de austenitei. Temperatura sub care are carbon ; curba punctată loc stabilizarea austenitei, cu ocazia corespunde formării întreruperii răcirii, se noteză cu M. martensitei după Deci răcirea cu viteză mai mică, în stabilizarea austenitei intervalul Ms-M, favorizează formarea martensitei, iar în intervalul M-Mf duce la stabilizarea austenitei şi ca urmare la micşorarea cantităţii de martensită formată (fig. 4.45). Pentru o răcire foarte rapidă de la Ta la Ti  Ms, evoluţia transformării austenitei în martensită ( A  M ) este descrisă printr-o relaţie empirică propusă de KOISTINEN şi MARBURGER [6]: y = 1 – exp. [ - k ( MS – Ti )n ]

(4.16)

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

117

în care: y este fracţiunea masică de austenită transformată în martensită; k , n - coeficienţi experimentali. Pentru oţelurile hipoeutectoide nealiate şi slab aliate k = 0,011 (valoare statistică medie) şi n = 1. Deoarece cantitatea de martensită formată este cu atât mai mare cu cât temperatura atinsă în timpul răcirii este mai mică, se pot defini punctele M50, M90, M95, etc. pentru care fracţiunile masice de martensită sunt respectiv: 0,5; 0,9; 0,95 şi punctul Mf temperatura la Fig. 4.45 Influenţa vitezei de răcire asupra cantităţii de martencare, toată austenita este transformată. sită formată : v1>v2 Punctul Mf (martensite finish), temperatură la care transformarea AM este terminată, nu poate fi strict determinat deoarece el este legat de sensibilitatea metodelor de dozare a austenitei sau martensitei. Se poate face totuşi referire la preocuparea de simplificare ( fig. 4. 41a)). Dacă temperatura Ti este astfel aleasă încât Ms  Ti  Mf transformarea martensitică este incompletă. Austenita netransformată la Ti este numită austenită reziduală Arez la această temperatură. Pentru o răcire foarte rapidă de la Ta până la Ti  Ms fracţiunea masică de Arez este, după KOISTINEN: yArez = exp. [ - 0,011 · ( MS – Ti )n ]

(4.17)

Cantitatea minimă de austenită reziduală se obţine la o răcire corespunzătoare punctului Mf. continuarea răcirii sub Mf nu mai conduce la scăderea cantităţii de austenită reziduală, aşa cum rezultă din figura 4. 36, în care linia întreruptă reprezintă curba de transformare martensitică, după stabilizarea austenitei. După cum s-a arătat, o menţinere izotermă nu face să evolueze transformarea A  M, în schimb ea poate: - să stabilizeze austenita faţă de o transformare în martensită în timpul unei răciri ulterioare;

118

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

să transforme Arez într-un alt constituent, de exemplu în bainită inferioară; să conducă la o autorevenire a martensitei formate, dacă Ti este suficient de ridicată.

4.5.1 Caracteristicile martensitei Martensita este o soluţie solidă de carbon în faza , suprasaturată şi metastabilă. Ea se obţine prin reacţia generală: Fe(C)  Fe'(C)

(4.18)

Formarea martensitei se face fără difuzie, deci ea va avea aceeaşi compoziţie chimică cu a austenitei din care a rezultat. Martensita se obţine, aşa cum s-a mai arătat, printr-o rearanjare complexă a reţelei de austenită, în care ionii efectuează doar deplasări pe distanţe ce nu depăşesc distanţele interatomice. Ea apare, în funcţie de conţinutul de carbon al austenitei din care provine, sub formă de martensită masivă şi de martensită aciculară. Martensita masivă este constituită din lamele sau plachete paralelipipedice alipite după faţa lor mare şi este caracteristică oţelurilor care au până la 0,6 % C. Un ansamblu de plachete paralele constituie un „pachet”, într-un grăunte de austenită putându-se forma câteva astfel de unităţi structurale care pot fi observate numai la microscopul electronic. Martensita aciculară, formată din plachete lenticulare distribuite neregulat în vechiul grăunte de austenită şi care pot prezenta macle fine în interior. Acest tip de martensită se poate observa la microscopul optic, apărând sub formă de ace de lungimi şi forme variabile dispuse de o parte şi de alta a unei fibre centrale paralele cu planul lentilei şi se găseşte singură numai în oţelurile conţinând 1 % C sau mai mult. În domeniul 0,6 –1,0 %C pot exista simultan ambele tipuri de martensită ( fig. 4.46 ). Pentru oţelurile carbon temperaturile de început şi de sfârşit de transformare martensitică MS şi Mf depind de conţinutul de carbon după cum se poate observa tot din figura 4. 46. Celor două tipuri de martensită le corespund moduri diferite de realizare a deformării implicate în formarea martensitei: alunecarea pentru martensita masivă şi maclarea pentru martensita aciculară. Interfaţa martensitei cu austenita va conţine dislocaţii la martensita masivă şi macle

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

119

Fig. 4. 46 Influenţa conţinutului de carbon al austenitei asupra temperaturii punctelor MS şi MF şi a tipurilor de martensită într-un oţel nealiat.

la martensita aciculară. Tocmai această structură a interfeţelor permite deplasarea lor cu viteze foarte mari în timpul transformării. Viteza extrem de mare a transformării şi independenţa acesteia de temperatură caracterizează aşa numitele martensite atermice. În figura 4.47 se arată schematic formarea unei plachete de martensită. Centrii de “ germinare ” pentru realizarea deformării prin alunecare sau maclare sunt constituiţi din concentratorii locali de tensiuni. Formarea unei plachete determină apariţia unui microrelief pe suprafaţa în prealabil lustruită ( fig. 4. 47 a ).

Fig. 4.47 Martensita :a) schema formării unei plăcuţe de martensită ; b) reţeaua martensitei.

120

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Martensita are o structură cristalină tetragonală în care atomii de carbon se distribuie în interstiţiile octaedrice, producând deformarea reţelei  ( fig. 4.47 b). Din aceşti atomi de carbon aproximativ 80% sunt aşezaţi pe muchiile celulei cristaline a martensitei, într-o singură direcţie, provocând tetragonalitatea acesteia. Gradul de tetragonalitate c/a depinde esenţial de conţinutul de carbon aşa cum se poate vedea din relaţia experimentală determinată de ROBERTS : c a

 1  0 ,045  % C 

(4.19)

Formarea martensitei prin trecerea unei structuri CFC (cu volum specific minim) într-o structură vecină CVC tetragonală mai puţin compactă, duce la creşterea volumului specific, care la martensită este maxim ( fig. 4.48).

Fig. 4.48 Comparaţie între volumele specifice ale constituenţilor structurali

Martensita este un constituent cu o duritate foarte ridicată la oţelurile destinate tratamentelor termice. Această duritate este datorată densităţii foarte mari de dislocaţii asociată cu un caz extrem de durificare prin formarea soluţiei solide de interstiţie a carbonului. Această duritate depinde îndeosebi de conţinutul de carbon al martensitei. De exemplu o martensită cu 0,4% C are o duritate de ordinul a 60 HRC (  700 HV ). Această duritate ridicată este asociată cu o rezilienţă foarte scăzută.

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

121

4. 6 Transformarea austenitei în bainită ( transformarea intermediară ) Transformarea bainitică sau intermediară se produce la temperaturi relativ joase când difuzia atomilor de fier şi a elementelor de aliere este practic imposibilă, în timp ce viteza de difuzie a atomilor de carbon este încă relativ mare. Mecanismul şi cinetica transformărilor precum şi structura care se formează combină particularităţile transformării perlitice, care se face cu difuzie, cu cele ale transformării martensitice care are loc fără difuzie. Forţa motrice a transformării austenitei în bainită este aceiaşi ca şi în cazul transformării austenitei în perlită şi anume faptul că bainita posedă o energie liberă mai mică decât austenita. În intervalele de temperaturi 450-500ºC şi 200-250ºC (transformare izotermă) sau la răciri cu viteze mai mici decât viteza critică (transformare continuă) are loc reacţia: Feγ(C)→[Fe’α(C) + FexC]

(4.20)

Structura care se formează în urma acestei transformări poartă denumirea de bainită (după Bain), care după cum se poate observa din relaţia 4.20, este formată dintr-un amestec foarte fin aproape molecular dispers, de ferită suprasaturată în carbon Fe’α(C) şi carburi de tipul FexC (carbură ε). Mecanismul formării bainitei. Faza iniţiatoare a formării bainitei este ferita [1, 2, 8, 11] care ia naştere din austenită după mecanismul martensitic în planurile octaedrice ale acesteia. S-a constatat că există relaţii cristalografice de tipul KURDJUMOV şi SACHS (111)A//(110)F; (110)A//(111)F. Carburile formate sunt carburi de fier, carbonul, aşa cum s-a arătat, fiind singurul element care are , la această temperatură un coeficient de difuzie suficient de ridicat. Trebuie subliniat că atunci când vorbim de caracterul martensitic γ→α la transformarea bainitică, nu se constată o viteză atât de mare a creşterii cristalelor ca la transformarea γ→α în martensită. Soluţia solidă Fe’α(C) formată este nestabilă, suprasaturată în carbon şi imediat după transformare are loc precipitarea carburii de fier FexC ca şi la revenirea martensitei.În austenita care urmează să se transforme în bainită, la început, are loc o redistribuire a carbonului, ceea ce conduce la formarea de regimuri (domenii) bogate şi sărace în carbon (fig. 4.49). Domeniile cu conţinut

122

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

B A IN IT Ă

Fig. 4.49 Schema transformării bainitice

Fig. 4.50 Temperatura punctelor martensitice Ms şi Mf: a) influenţa conţinutului de carbon; b) influenţa conţinutului în elemente de aliere [5].

scăzut în carbon, la care punctul Ms se află în domeniul de temperaturi mai ridicat al transformării bainitice, (fig.4.50) suferă transformarea γ→α după

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

123

mecanismul martensitic, ca urmare a tensiunilor şi alunecărilor plastice cauzate de scăderea temperaturii. În domeniile bogate în carbon din austenită, carbonul continuă să difuzeze şi duce la separarea de carburi, creându-se condiţii de transformare a martensitei şi în aceste domenii. Se disting două tipuri de bainite: bainita superioară şi bainita inferioară. În bainita superioară formată în jurul temperaturii de 400ºC ferita este sub formă şipci, iar carburile care precipită, paralel cu aceasta, sunt sub formă de plachete (fig 4.51). Prezenţa între şipcile de ferită a carburilor de fier fragile conferă bainitei superioare rezistenţă scăzută.

Fig. 4.51. Microstructuri bainitice: a) bainită superioară: şipcile de ferită sunt separate de plachetele de Fe3C (schematizat); b) bainită inferioară: plachete fine de carburi  precipitate sub formă de ace de ferită [1].

Bainita inferioară, formată în jurul temperaturii de 200ºC, constă din plăci de ferită, cu un pronunţat caracter acicular, cu carburi precipitate în interiorul plăcilor sub un unghi de aproximativ 55-64º (fig.4.52b)). Temperatura de transformare fiind scăzută difuzia carbonului devenind din ce în ce mai mică, acele de ferită formate sunt suprasaturate în carbon în momentul formării lor. Cu timpul carburile de fier ε precipită în interiorul acelor de ferită sub formă de plachete foarte fine şi care sunt semicoerente cu matricea feritică (001)ε//011)α. Prezenţa acestor precipitate de carburi foarte fine conduce la durificarea prin precipitare a matricei feritice conferind bainitei inferioare un excelent compromis între limita de elasticitate şi rezilienţă. În figura 4.52 se prezintă microstructura bainitei. Mecanismul de formare a bainitei superioare şi a bainitei inferiore este în principiu acelaşi.

124

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 4.52 Microstructura bainitei. a) bainită superioară 5000; b) bainită inferioară şi austenită reziduală 500; c) idem 10 000 [5].

Cinetica transformării bainitice diferă de cinetica transformării perlitice şi martensitice dar are şi unele caracteristici comune cu acestea. Ca şi la formarea perlitei şi la bainită apare mai întâi o perioadă de incubaţie, iar viteza maximă de transformare este atinsă în momentul când apare o cantitate de 20% bainită. Existenţa perioadei de incubaţie arată că transformarea este precedată de fenomene de difuzie a carbonului. Existenţa maximului vitezei de transformare, corespunzător minimului perioadei de incubaţie se explică prin influenţa simultană a energiilor libere ale austenitei şi bainitei (∆F) şi asupra coeficientului de difuzie a carbonului DγC, care reglează viteza de desfăşurare a acesteia. La temperaturi de suprarăcire situate în partea superioară a intervalului intermediar predomină influenţa F, transformarea accentuându-se până la o valoare maximă corespunzătoare unei valori minime a perioadei de incubaţie. La temperaturi mai joase, devine predominantă influenţa exercitată de micşorarea coeficientului de difuziune al carbonului DγC care încetineşte viteza de

Fig. 4.53 Variaţia cineticii transformării bainitice în funcţie de variaţia energiei libere şi a valorii coeficientului de difuziune a carbonului în austenită.[2]

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

125

transformare, respectiv creşte perioada de incubaţie corespunzătoare procesului de redistribuire prin difuziune a carbonului în austenită, care precede procesul de formare fără difuziune, prin alunecare, a feritei bainitice (fig. 4.53). Ca şi la transformarea martensitică, la transformarea bainitei rămâne o anumită cantitate de austenită netransformată (fig.4.54). Cu cât temperatura de transformare este mai mare (în domeniul 200-400C) cu atât se poate forma o cantitate mai mică de bainită. Cantitatea de austenită rămasă netransformată se poate transforma fie izoterm, fie la răcire continuă. Austenita rămasă se poate transforma în perlită sau Fig. 4.54 Curba cinetică a martensită sau chiar poate rămâne transfomării bainitice.[2] netransformată (austenită reziduală). Transformarea bainitică poate avea loc atât la temperaturi constante (izoterm) cât şi la răcire continuă, cu variaţia în timp a temperaturii. La răcirea continuă, cu o anumită viteză, mai mică decât cea critică, transformarea începe la o anumită temperatură, numită temperatură de început a transformării Bs şi se opreşte la Bf, fără a fi desăvârşită, numită temperatură de sfârşit de transformare. Poziţia punctului Bs, în general, coboară pe măsura creşterii vitezei de răcire. Determinarea exactă a punctelor Bs şi Bf nu este întotdeauna posibilă, deoarece peste punctul Bs se poate suprapune transformarea perlitei, iar peste Bf cea martensitică (fig. 4.55).

Fig. 4.55 Cele trei domenii de transformare izotermă cu difuzie AF+C [1]

126

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Dacă viteza de desfăşurare a proceselor de difuziune este mică, transformarea austenitei suprarăcite începe prin mecanismul bainitic şi după încetinirea sau terminarea transformării bainitice restul de austenită se transformă după mecanismul de difuziune în perlită (fig 4.56 a)).

Fig. 4.56 Schema suprapunerii transformării austenitei în diferite intervale: a) suprapunerea transformării perlitice peste transformarea bainitică; b) suprapunerea transformării perlitice peste transformarea martensitică [2].

Dacă predomină procesele fără difuziune, are loc formarea martensitei, care se desfăşoară cu mare viteză şi fără perioadă de incubaţie, afectând însă numai o parte din austenita suprarăcită, prin continuarea menţinerii izoterme are loc transformarea după mecanismul bainitic (fig.4.56 b)). Spre deosebire de punctele Ms şi Mf, punctele Bs şi Bf coboară pe măsura creşterii vitezei de răcire. Variaţia vitezei de răcire în intervalul bainitic influenţează mult gradul de transformare. Transformarea bainitică este influenţată de temperatura de austenitizare, mărimea grăuntelui, elementele de aliere şi alţi factori. Creşterea temperaturii de austenitizare şi a grăuntelui de austenită face să crească viteza transformării bainitice. Elementele de aliere influenţează în sensul încetinirii transformării bainitice şi al deplasării intervalului către temperaturi mai joase. Proprietăţile mecanice ale bainitei sunt reprezentate în figura 4.38 Formarea bainitei superioare în intervalul 550-450C duce la diminuarea plasticităţii oţelului în raport cu structurile formate în domeniul perlitic. Scăderea plasticităţii se accentuează mai ales când menţinerea izotermă nu asigură terminarea transformării bainitice şi răcirea ulterioară conduce la formarea unei structuri conţinând martensită. Duritatea şi rezistenţa nu se schimbă sau pot să se diminueze puţin. Descompunerea austenitei în dome-

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE

127

niul inferior al transformării bainitice duce la o anumită mărire a rezistenţei (HRC, Rm, R0,002) şi a plasticităţii (A, Z). Duritatea şi rezistenţa bainitei inferioare sunt mai ridicate decât ale structurii rezultate din descompunerea austenitei în perlită (sorbită, troostită), plasticitatea fiind corespunzătoare.

BLIOGRAFIE 1. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6. 2. VERMEŞAN, G., Principiile de bază ale tratamentelor termice, curs 1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca. 3. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura DACIA, CLUJ-NAPOCA, 1987. 4. SCHUMANN, H., Metalurgie Fizică, traducere din limba germană după ediţia a IV-a, E. T. Bucureşti, 1962 5. LACHTINE, I., Metalographie et traitements thermiques des metaux, quatrieme edition, Edition MIR- Moscou, 1986. 6. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes de base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9. 7. ROSE, A., PETER, W., STRASSBURG, W., RADEMACHER, L., “Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle”. Teil ll (1954/56/59). ediţia 2-a ROSE, A., şi HOUGARDY, H., band 2, 1972, Verlag Stahleisen M.B.H. Düsseldorf, 54, 56, 58. 8. CONSTANT,A., HENRY, G., Les principes de base du traitement thermique des aciers în :Traitement thermique nr. 162/1982, p. 4549. 9. ECONOMOPOULOS, M., LAMBERT, N., HABRAKEN, L., Diagrammes de transformation des aciers fabriqués dans le Benelux. Édité par le Centre National de Recherches Metalurgiques,1967,vol l 10. ATKINS, M., Atlas of continuos cooling transformation diagrams for engineering steels. British Steel Corporation. Ed. CHORLEY et PICKERSGILL Ltd. Leeds. 11. IANCU, D., V., Tehnologia tratamentelor termice, Atelierul de multiplicare a I.P. Cluj- Napoca, 1989.

Capitolul 5

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA TRATAMENTELOR TERMICE Prin constituent structural se înţelege un element component al structurii, format din una sau mai multe faze. Faza este o parte omogenă dintr-un sistem ( aliaj ) care are aceeaşi compoziţie chimică, un tip de reţea cristalină, proprietăţi determinate şi care este delimitată de alte părţi din sistem printr-o suprafaţă de separaţie bine conturată. Fazele sunt stabile şi în echilibru în anumite condiţii date de temperatură, presiune şi compoziţie. Constituenţii structurali care alcătuiesc arhitectura internă a materialelor metalice sunt: metalul pur, soluţia solidă, compusul chimic şi amestecul mecanic. Primii trei constituenţi pot apărea fiecare sub formă de cristale perfect omogene, cu aceeaşi compoziţie chimică; ultimul dintre aceştia – amestecul mecanic fiind un constituent eterogen format din cel puţin două faze, care pot fi oricare din fazele precedente. În sistemul Fe-C avem următoarele faze sau constituenţi omogeni: austenita, ferita, cementita şi grafitul, constituenţi eterogeni sunt: perlita (lamelară sau globulară) şi ledeburita. În cazul aliajelor Fe-C care conţin şi anumite cantităţi de fosfor apare şi eutecticul fosforos sau steadita. În diagramele TTT mai apar în plus şi următorii constituenţi şi faze diferite de echilibru: martensita de călire, martensita de revenire, bainita superioară şi inferioară, troostita şi sorbita. Un rol important asupra proprietăţilor fazelor şi/sau constituenţilor îl are viteza de răcire şi gradul de subrăcire. Prelucrarea şi comportarea în serviciu a produselor ( semifabricate, piese, scule ) reclamă anumite proprietăţi, dintre care duritatea, rezistenţa la tracţiune şi rezilienţa, proprietăţi mai mult utilizate pentru a verifica dacă tratamentele termice sunt bine conduse spre rezultatele cerute. Diagramele de transformare în condiţii izoterme, cât şi cele de transformare la răcire continuă, oferă informaţii referitoare la duritatea structurilor formate la fiecare temperatură de transformare, respectiv la fiecare viteză de răcire, ceea ce constituie o primă apreciere asupra caracteristicilor mecanice ale structurilor care rezultă în urma transformării austenitei.

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

129

5.1 Austenita Austenita este o soluţie solidă de carbon în fierul , are reţeaua cristalină a fierului  adică CFC. Locul liber din centrul celulei elementare (1,02÷3,68Å) creează posibilitatea dizolvării unor cantităţi relativ mari de carbon în această celulă. Solubilitatea maximă a carbonului în austenită este de 2,11%C în greutate la temperatura de 11480 C sau aproximativ 5%C în atomi. Atomul de carbon se amplasează în centrul reţelei CFC sau în mijlocul muchiilor. Din punct de vedere cristalografic saturaţia maximă a austenitei cu carbon se realizează prin completarea tuturor golurilor din reţeaua CFC ( fig. 5.1). În acest caz concentraţia carbonului în austenită ar fi de 50% în atomi şi aproximativ 20% în greutate. Deoarece concentraţia atomică efectivă a carbonului nu poate fi mai mare de circa 5%, deci de 10 ori mai mică, la saturarea maximă a austenitei cu carbon numai 10% din goluri sunt ocupate cu atomi de carbon, adică un atom de carbon revine în medie la 2,5 celule elementare. Carbonul în austenită se află în stare parţial ionizată, iar carbonul este probabil dublu ionizat, adică din învelişul electronic al carbonului participă doi electroni la formarea norului comun al cristalului. Prezenţa a doi atomi de carbon întro singură celulă este puţin probabilă Fig. 5.1 Celula cristalină a austeni( sau poate chiar imposibilă ) tei: a) Fe γ (C); b) Fe γ . deoarece atomii de carbon având aceeaşi sarcină în fierul  se resping electrostatic. Prezentarea schematică a structurii austenitei este arătată în figura 5.1a), de unde se observă că reţeaua austenitei este alcătuită din ioni de fier cu sarcină pozitivă între care este inclus un ion de carbon tot cu sarcină pozitivă. Dizolvarea C şi N în fierul  provoacă o creştere a parametrului reţelei. Austenita este plastică, puţin dură, paramagnetică, rezistentă la coroziune, are cea mai mare greutate specifică şi cel mai mic volum specific dintre toţi componenţii aliajelor Fe-C, ceea ce înseamnă că la formarea austenitei (la încălzire) are loc o micşorare de volum, iar la transformarea ei (la răcire) o mărire de volum. Este stabilă în mod normal la temperaturi superioare temperaturii eutectoide care este influenţată de prezenţa elementelor de aliere, iar ca fază unică ocupă domeniul NJESGN numit câmpul sau domeniul austenitic.

130

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Austenita prezintă o variaţie importantă de solubilitate a carbonului în funcţie de temperatură (linia ES). Ea poate fi obţinută la temperatură a) obişnuită fie prin călire ca austenită reziduală în oţelurile cu peste 0,6%C sau în oţeluri aliate, fie în condiţii normale de răcire (aer) în anumite oţeluri aliate. Austenita aliată este o soluţie de carbon şi unul sau mai multe elemente de aliere în fierul . Carbonul, azotul, borul formează cu austenita b) soluţii solide de pătrundere sau de interstiţie, adică atomii acestor elemente ocupă spaţiile dintre nodurile reţelei cristaline a fierului . Alte elemente cum sunt siliciul, nichelul, manganul, cromul formează soluţii solide de substituţie în care atomii de c) fier sunt înlocuiţi cu atomii elementelor de aliere. Elementele de aliere, cu excepţia manganului şi aluminiului micşorează tendinţa de creştere a grăunţilor de austenită la încălzire. Fig. 5. 2 Influenţa carbonului (a), Elementele Cr, Mo, W, V, Ti conţinute a azotului şi manganului în carburi au o influenţă mult mai (b) şi a temperaturii (c) puternică decât Ni, Co, Si care sunt asupra parametrului reţelei [4] dizolvate. Carburile dizolvându-se greu de austenită. în austenită, constituie bariere la unirea grăunţilor, ceea ce duce la obţinerea unor grăunţi de austenită mici chiar la supraîncălzire. Acest fapt constituie un mare avantaj la tratamente termice. Toate elementele de aliere (cu excepţia Co) măresc stabilitatea la transformare a austenitei. Influenţa cea mai puternică o au Mo, Mn, Cr, Si, Ni şi Cu. Austenita apare la microscop sub formă poliedrică, în această structură fiind caracteristică prezenţa maclelor. Cristalele mari, omogene, au diferite nuanţe, de la galben până la roşu-violet. Ca urmare a oxidării

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

131

superficiale datorită atacului chimic, o mare parte din cristale prezintă linii de clivaj.

5.2 Ferita Ferita este o soluţie solidă de carbon în fierul  ori în fierul  (), cu o reţea CVC. Reţeaua CVC are locuri interstiţiale octaedrice şi tetraedrice. Interstiţiile octaedrice (fig.5.3 a)) sunt cele mai mici, în ele pot pătrunde atomi cu o rază mai mică de 0,19 Å, sunt înconjurate de şase atomi aşezaţi în colţurile unui octaedru neregulat, fiind localizate în mijlocul muchiilor celulei şi în centrul feţelor (0,0,1/2). Interstiţiile tetraedrice sunt cele mai mari, în ele putând pătrunde atomi cu o rază atomică de 0,36 Å, sunt înconjurate de patru atomi de Fe formând un tetraedru regulat şi sunt localizate pe faţa Fig. 5.3 Interstiţiile octaedrice (a) şi celulei (1/2,1/4,0). Din considetetraedrice (b) în reţeaua CVC rente simple, geometrice, se ajunge la concluzia că Fe() nu ar putea dizolva carbon, întrucât cele două spaţii interstiţiale au un diametru mult mai mic decât diametrul atomului de carbon (1,54 Å, iar raza este 0,77 Å). Totuşi fierul  poate să dizolve cantităţi mici de carbon, solubilitatea maximă este de 0,0218%C la 7270 C în fierul  şi 0,09% C la 11450 C în fierul (). Această solubilitate a carbonului în Fe() este condiţionată de faptul că reţeaua reală are numeroase defecte (imperfecţiuni) mai ales pe limitele grăunţilor, deci capacitatea fierului de a dizolva o cantitate mai mică de carbon se explică prin existenţa imperfecţiunilor din reţeaua cristalină (vacanţe, atomi străini, dislocaţii, limitele dintre grăunţi, sublimitele, ş.a.). Atomii de carbon pătrund în golurile octaedrice cu toate că acestea sunt mai mici, aceasta deoarece raza atomului de carbon fiind mai mare decât a locului interstiţial va deplasa numai cei doi atomi paraleli cu muchia cubului (fig. 5.4). Dacă atomii de carbon s-ar aşeza în locurile tetraedrice ar

132

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

trebui să deplaseze pe toţi cei patru atomi care-i înconjoară şi astfel tensionarea ar fi mult mai puternică. În afară de carbon, ferita mai poate dizolva şi alte elemente de aliere cum sunt: N, Mn, Si, P, Cr, V, Mo, etc., în acest caz constituentul se numeşte ferită aliată. Ferita aliată are proprietăţi diferite în funcţie de natura şi cantitatea elementului (sau elementelor) de aliere. Cu cât deformarea reţelei este mai intensă, cu atât duritatea este mai mare. Compresiunea reţelei provoacă o durificare mai mare decât întinderea. Elementele de aliere influenţează proprietăţile mecanice ale feritei în ordinea următoare: Cr – W – Mo – Ni – Mn – Si. Siliciul modifică cel mai

Fig. 5.4. Aşezarea atomului de carbon în golul octaedric

mult proprietăţile mecanice ale feritei. Tabelul 5.1 Caracteristicile mecanice ale constituenţilor structurali din diagrama Fe-C [6] Proprietatea Simbol U.M. Fier Ferită Perlită Cementită

Duritate Rezistenţă Limită de curgere Alungirea Gâtuirea Rezilienţa

HB Rm R0,2

daN/mm daN/mm2 daN/mm2

pur 70 2530 12

A Z KCU

% % daJ/cm2

50 75 25

80 30 15

180 80 38

cca. 800 -

40 70 20

12 15 36

În figura 5.5 se arată influenţa elementelor de aliere asupra unor proprietăţi ale feritei. După cum se observă în această figură elementele de aliere măresc rezistenţa la rupere (fig.5.5 a)) fără să modifice sensibil alungirea ( fig.5.5 b)) cu excepţia Mn şi Si când conţinutul lor depăşeşte 2,5 – 3,0%. Rezistenţa la rupere este mărită cel mai mult de Mn, Si, şi Ni. Dacă conţinutul în elemente de aliere depăşeşte 1 – 2% are loc o scădere bruscă a

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

133

rezilienţei (fig.5.5 c)). Excepţie face Ni care duce la mărirea rezilienţei, ceea ce explică ductilitatea mare a oţelurilor cu Ni.

Fig. 5.5. Influenţa elementelor de aliere asupra proprietăţilor feritei [6]

Proprietăţile feritei depind de mărimea grăuntelui. Cu cât grăuntele este mai mare cu atât scade duritatea, rezistenţa şi rezilienţa şi cresc proprietăţile plastice (alungirea şi gâtuirea). Viteza de răcire, de asemenea, modifică proprietăţile feritei. După o încălzire la 650 – 9000 C şi răcire lentă proprietăţile feritei nu se modifică. Răcirea rapidă de la 900°C provoacă o mărire a durităţii cu 15 – 20 HB, în timpul menţinerii are loc şi o durificare, astfel că duritatea creşte şi mai mult. După domeniul şi condiţiile în care se produce separarea, ferita poate fi ori ferită eutectoidă (perlitică) ori ferită hipoeutectoidă (liberă sau proeutectoidă). Ferita eutectoidă sau ferita perlitică se separă din austenita de concentraţie eutectoidă (0,77 %C) la temperatura constantă de 727 0C în condiţii de echilibru. Ferita hipoeutectoidă sau ferita liberă se separă din austenita cu mai puţin de 0,77% C în intervalul de transformare cuprins între liniile GOS şi GPS din diagrama Fe-C, deci precede transformarea eutectoidă. După aspectul microscopic, ferita poate fi: poliedrică, în formă de reţea, lamelară, globulară ori aciculară. Ferita poliedrică apare, ca ferită hipoeutectoidă, în oţeluri cu conţinut scăzut de carbon ( sub 0,4 %C ), la răcirea lentă. La microscop se prezintă sub formă poligonală având o cantitate variabilă de perlită situată intercristalin.

134

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

F o rţa , d a N

Ferita în reţea apare, ca ferită hipoeutectoidă, în oţeluri cu conţinut mai ridicat de carbon (sub 0,4 – 0,77% C), sub forma unei reţele care îmbracă zonele de perlită, reţeaua fiind cu atât mai fină cu cât procentul de carbon este mai mare şi dispărând complet în oţelul pur eutectoid. Ea apare în urma unei răciri lente din domeniul austenitic. Întrucât ferita, fază proeutectoidă, se formează la marginea grăunţilor de austenită este posibil pentru aliaje care conţin 0,49 – 0,60% C de a se determina aproximativ dimensiunea grăunţilor de austenită primară, din care s-a format (metoda reţelei de ferită). Ferita lamelară formează masa de bază în perlita lamelară (având aspectul de lamele care alternează în structură cu lamelele de cementită). Ferita globulară este constituită din grăunţi cu dimensiuni foarte variate (pe fond de poliedre mari apar numeroase globule mici în formă de picături) şi apare în oţelurile aliate răcite mai rapid. Ferita aciculară se prezintă în structură sub formă de ace şi poate fi observată atât în structura Widmannstätten cât şi în unele oţeluri aliate răcite rapid. În structura Widmannstätten ferita aciculară apare, în oţeluri hipoeutectoide, dispusă după anumite planuri cristalografice ale grăunţilor iniţiali, cu unghiuri caracteristice între ace de 60, 90 şi 1200. Ferita apare la microscop de culoare albă (la atac cu nital) cu grăunţi de dimensiuni diferite.

A lu n g ire a , %

Fig. 5. 6 Evoluţia curbei de tracţiune a fierului policristalin în funcţie de temperatura de încercare [2]

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

135

L im ita d e e la s tic ita te , d a N /m m

În figura 5. 6 se observă că la temperatura ambiantă fierul pur, care este constituit din ferită pură (fără carbon), are o limită de elasticitate destul de scăzută asociată cu o foarte bună ductilitate caracterizată printr-o alungire la rupere importantă. În practică, ferita rezultată în urma transformării austenitei este un constituent mai complex şi este bine stabilit acum că proprietăţile ei depind de mai mulţi factori, dar mai importanţi sunt următorii: Elementele din soluţia solidă, fie de interstiţie ca azotul şi carbonul, fie de substituţie ca cromul, manganul , siliciul şi fosforul influenţează proprietăţile feritei. Figura 5.7 arată, cu excepţia cromului care are o influenţă puţin negativă, că toate elementele cresc limita de elasticitate a

E le m e n te d e a lie r e , % în g r e u ta te

Fig. 5. 7 Exemple ale influenţei elementelor din soluţie asupra limitei de elasticitate a feritei. [2]

feritei, mai active fiind de departe carbonul şi azotul interstiţiale; urmează apoi toate elementele de substituţie din soluţie, dar cel mai activ este fosforul. Anumite elemente au, de asemenea, o influenţă sensibilă asupra rezilienţei: aceasta este favorabilă pentru nichel şi mangan care coboară temperatura de tranziţie şi defavorabilă pentru azotul interstiţial care o ridică. Precipitatele fine, de exemplu carburi, nitruri sau carbonitruri, obţinute prin adăugarea de elemente având o mare afinitate pentru carbon sau pentru azot; prezenţa lor se traduce printr-o durificare ca şi printr-o

136

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

creştere a limitei de elasticitate şi a rezistenţei feritei. Importanţa acestei creşteri de caracteristici este în funcţie de natura, cantitatea, mărimea şi repartiţia precipitatelor. Ea este însoţită din păcate de o scădere mai mult sau mai puţin vizibilă a proprietăţilor de rezilienţă. Asupra bazelor fizice ale acestui fenomen de durificare intervine teoria dislocaţiilor. Dintre obstacolele susceptibile a se opune deplasării dislocaţiilor şi a durifica metalul fac parte atomii din soluţia solidă şi precipitatele susceptibile a se forma plecând de la elementele din soluţia solidă suprasaturată. Această precipitare se efectuează în trei stadii: primul este atunci când apare fenomenul de preprecipitare caracterizat prin gruparea atomilor în “ zonele Guinier Preston ”, al doilea, când are loc formarea de precipitate coerente în care există o anumită continuitate cu liniile atomilor şi planele reticulare ale matricei, şi al treilea , când reţelele cristaline sunt suficient de apropiate. În cazul particulelor de carburi, nitruri sau carbonitruri de V, Nb sau Ti, contribuţia lor la creşterea limitei de elasticitate a feritei depinde de fracţia volumică şi de mărimea particulelor conform relaţiei ASHBY – OROWAN: σD 

5 ,9  f x

1 / 2

 ln

x 5  10

4

(5.1)

în care: f este fracţia volumică a particulelor; x- diametrul mediu de intersecţie planară al particulelor (x = 0,89165 · d, în m) ; d - diametrul particulelor, în m. În practică, precipitatele mai interesante din punctul de vedere al posibilităţilor de durificare sunt precipitatele coerente de carbonitruri de V, Nb sau Ti formate în ferită, în timp ce aceleaşi precipitate, neaflate total în soluţie sau formate în austenită înainte de transformarea ei în ferită, nu au aproape nici un efect de durificare.

5. 3 Cementita Cementita conţine 6,67%C şi este compusul chimic al carbonului cu fierul  având formula Fe3C, numită şi carbură de fier . Cementita are reţea ortorombică, nu prezintă transformări alotropice, este cel mai dur constituent al aliajelor Fe-C (peste 800 HV), nu este

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

137

plastic, este casant şi fragil. Este stabilă la temperaturi mai joase de 7270 C, însă în anumite condiţii se poate descompune şi sub 7270 C în ferită şi grafit. La temperaturi joase este slab feromagnetică, iar peste 210 – 2150 C (punctul Curie) devine paramagnetică (punctul A0). În unele cazuri atomii de fier pot fi înlocuiţi parţial sau total cu atomi de alte elemente formând cementită sau carburi de tipul cementitei – (Fe, Me)3C, Me3C – cum ar fi, de exemplu, (Fe, Mo)3C, (Fe, W)3C, (Fe, Cr)3C, ş.a. Cementita aliată are proprietăţi fizice, mecanice şi termice ameliorate. La temperaturi superioare punctului Ac1 cementita se descompune în austenită şi carbon. Unele elemente de aliere (Mn, Cr, V, W, ş.a.) îi măresc stabilitatea la temperatură, împiedicând descompunerea, iar altele (Si, Ni, ş.a.) au o acţiune contrară. Temperatura de topire nu este cunoscută precis, deoarece înaintea topirii se descompune. Prin calcule s-a determinat temperatura de topire de 12270 C. După domeniul şi condiţiile în care se formează, cementita poate fi: primară, eutectică (ledeburitică), secundară, eutectoidă (perlitică) şi terţiară. Toate aceste cementite, formate din lichid, austenită sau ferită, au aceeaşi compoziţie chimică de 6,67% C. Cementita primară se separă din faza lichidă, în intervalul de temperaturi cuprinse între ramura lichidus CD şi linia eutectică CF şi apare în fontele albe hipereutectice ca fază în exces. La microscop apare sub formă de lamele, benzi sau plăci. Cementita eutectică este un element structural constitutiv al eutecticului ledeburită şi în condiţii de echilibru se separă la temperatura constantă de 11480 C din soluţia lichidă de concentraţie eutectică (4,3% C). Cementita secundară se separă din cristalele de austenită la marginea acestora, în intervalul de temperaturi cuprinse între 11480 C şi 7270 C. Din diagrama Fe-C se observă că austenita are concentraţia de carbon maximă de 2,11% C la 1148 0C (punctul E), iar la temperatura de 727 0C concentraţia este de 0,77% C (punctul S), scăderea concentraţiei se explică prin separarea la răcire a unei faze bogate în carbon, care este tocmai cementita secundară. În oţeluri hipereutectoide se separă în intervalul de temperaturi cuprins între linia SE şi linia eutectoidă, iar în fonte între linia ECF şi linia eutectoidă. În oţeluri hipereutectoide apare sub formă unei reţele intercristaline sau sub formă fin aciculară, iar în fonte sub formă de insule. Cantitatea maximă de cementită secundară o conţin aliajele cu 2,11%C. Cu cât conţinutul de carbon este mai mare cu atât este mai groasă şi reţeaua de cementită. Cementita secundară se separă în formă de reţea numai la o răcire relativ lentă. Dacă răcirea decurge mai rapid, carbonul nu are timp să ajungă din interiorul cristalitelor de soluţie solidă  (austenită)

138

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

până la marginea lor, ca urmare cementita secundară se separă parţial sau total în interiorul cristalelor de austenită sub formă de ace alungite. Dacă răcirea decurge şi mai repede formarea precipitatelor este împiedicată cu totul şi se formează o perlită suprasaturată în carbon având lamelele foarte fine. Reţeaua de cementită secundară este nedorită deoarece în felul acesta se întrerupe legătura dintre grăunţii tenaci de perlită printr-un constituent extrem de dur şi fragil. Din această cauză oţelul este dur, fragil, după răcire relativ lentă, deosebit de sensibil la şocuri, greu prelucrabil prin aşchiere. În cazul rectificării oţelurilor cu reţea de cementită apar inevitabil numeroase fisuri care vor duce la distrugerea prematură a pieselor. La călirea unor astfel de aliaje de-a lungul limitelor grăunţilor se formează uşor fisuri de călire. De aceea cementita secundară din oţelurile hipereutectoide (şi în acelaşi timp şi lamelele de cementită din perlită) este transformată, printr-o recoacere de înmuiere în formă globulară, mai favorabilă din punct de vedere al prelucrării mecanice şi a călirii. Cementita eutectoidă este cementita obţinută la descompunerea austenitei la temperatura (7270 C) şi concentraţia (0,77% C) eutectoidă. Este un element constitutiv al eutectoidului perlită din oţeluri şi fonte. Ea apare, de obicei, sub formă de lamele prinse într-o masă de ferită, formând cu aceasta perlita. Cementita terţiară se formează prin precipitarea din ferită la temperaturi inferioare punctului A1 (7270 C). La 7270 C ferita dizolvă 0,0218% C. Pe măsura scăderii temperaturii se reduce şi solubilitatea carbonului în fierul  în lungul curbei PQ şi se precipită o fază bogată în carbon care este cementita terţiară. Ea apare sub formă de insule aşezate la rosturile dintre cristale sau sub formă de reţea. Cementita terţiară produce o scădere a plasticităţii oţelului. După aspectul microscopic cementita poate fi: lamelară, globulară, aciculară, în benzi, în plăci ori în insule sau în reţea. Cementita lamelară apare sub formă de lamele în perlita din oţeluri şi fonte. Cementita globulară apare sub formă de globule într-o masă metalică de ferită, în oţelurile eutectoide şi hipereutectoide, după o recoacere de globulizare (de înmuiere). Dimensiunile globulelor depind de temperatura de recoacere şi de durata de menţinere la această temperatură.

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

139

Cementita aciculară apare la răcirea rapidă în oţelurile hipereutectoide cu granulaţie mare, ea se prezintă sub forme de ace aşezate de cele mai multe ori pe direcţii care formează între ele unghiuri de 600. Cementita în benzi apare ca cementită primară în fontele hipereutectoide. Cementita în plăci sau în insule apare ca cementită terţiară în oţeluri, ori ca cementită secundară, rezultată din austenită, în fonte. Cementita în reţea apare în oţeluri hipereutectoide la răcire lentă (cementita secundară). Are formă de reţea intercristalină (la graniţele fostelor granule de austenită din care a rezultat) cu atât mai pronunţată cu cât conţinutul de carbon al oţelului este mai mare. Cementita apare la microscop de culoare albă (atac cu reactivi uzuali – nital) sau de culoare cafenie închisă la atacul cu soluţie de picrat de sodiu la fierbere.

5.4 Perlita Perlita este un amestec mecanic de ferită şi cementită. Aceste două faze se separă simultan, în condiţii de echilibru, la temperatură constantă (727 0 C) din austenita de concentraţie eutectoidă ( 0.77% C ) la răcire lentă. Are rezistenţă, duritate şi tenacitate mari, aceste proprietăţi având valori cu atât mai ridicate cu cât cementita din perlită se găseşte în formaţii mai fine. În oţeluri aliate şi în unele fonte procentul de carbon în perlita pură variază, de obicei se micşorează. În oţelurile şi fontele aliate, atât ferita  cât şi cementita dizolvă cel puţin parţial elemente de aliere, formându-se astfel perlita aliată. Şi în cazul oţelurilor nealiate perlita poate avea concentraţii de carbon în funcţie de viteza de răcire. După aspectul microscopic perlita poate fi: lamelară, globulară sau în rozetă. Perlita lamelară, formată din lamele de cementită prinse într-o masă de bază de ferită, apare la răcirea lentă de la temperaturi mai înalte decât temperatura punctului A1 (727 0C), prin transformarea eutectoidă a austenitei. Ea are aspectul unei amprente digitale şi o duritate de 200 – 240 HB. Perlita globulară în care cementita se găseşte sub forme de globule într-o masă metalică diferită, se poate obţine printr-o recoacere de globulizare (de înmuiere) a perlitei lamelare, duritatea fiind cuprinsă între 160 şi 180 HB. Perlita globulară are cea mai bună prelucrabilitate prin

140

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

aşchiere, întrucât tăişurile sculelor nu trebuie să taie decât ferita, globulele de cementită fiind împinse la o parte sau smulse în cursul aşchierii, fără să fie tăiate de scule. De asemenea, perlita globulară asigură o bună prelucrare prin deformare la rece deoarece curgerea materialului este realizată de masa de bază feritică, moale şi tenace, micile globule de cementită neinfluenţând mult curgerea materialului. Perlita în rozetă este o perlită fină cu aspect radial, apare în oţelurile încălzite la temperaturi ridicate, temperaturi de la care ulterior sunt răcite în aer. Perlita apare la microscop de culoare închisă datorită unor efecte de umbre. Printr-un atac mai puternic cu acid azotic, într-un oţel hipereutectoid perlita apare de culoare închisă până la negru, în timp de reţeaua de cementită nu este atacată şi rămâne albă. Un număr mare de încercări experimentale au arătat că proprietăţile perlitei depind de mărimea nodulelor şi de distanţa interlamelară (grosimea totală a lamelelor de ferită şi cementită sau distanţa între centrele lamelare). La creşterea gradului de suprarăcire T, creşte şi diferenţa de energie F şi numărul germenilor care au drept urmare micşorarea distanţelor interlamelare din perlită. Distanţa interlamelară din perlită este caracteristica structurală cea mai importantă. Limita de elasticitate şi rezistenţa la rupere sunt puternic influenţate de distanţa interlamelară 0. Cu cât scade 0 cu atât cresc valorile acestor caracteristici de rezistenţă. Între limita de elasticitate a perlitei (y ) şi distanţa interlamelară 0 s-a stabilit relaţia următoare: y = b + k2  ( % Si ) + k3  ( % N )1/2 + ky  0-1/2

(5.2)

în care: b, k2, k3 şi ky sunt constante. Mărimea nodulelor de perlită are o influenţă importantă asupra caracteristicilor de rezilienţă, fineţea structurii având în acest caz o influenţă favorabilă.

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

141

5. 5 Bainita Microstructura bainitei este formată din ferită suprasaturată în carbon ’ şi carburi globulare fine FexC. Trebuie făcută o distincţie între bainita formată în apropierea maximului cinetic (stabilitatea minimă a austenitei, tmin) numită bainită superioară şi bainita formată la temperaturi joase deasupra punctului Ms, numită bainită inferioară şi care are o structură aciculară asemănătoare martensitei. Bainita are o rezistenţă şi o duritate mai mare decât troostita, diferenţele fiind cu atât mai mari cu cât temperatura izotermică de transformare este mai scăzută. Rezistenţa ridicată a bainitei se datorează dimensiunilor mici ale cristalelor de ferită, dispersiei precipitatelor de carburi, densităţii mari a dislocaţiilor şi distorsiunii reţelei feritei datorită suprasaturării cu carbon. În diagramele TTT la răcire continuă a oţelurilor carbon şi a unor oţeluri aliate cu conţinut mic de carbon este în general dificil să se obţină structuri constituite numai din bainită. La aceste oţeluri în urma tratamentelor termice alături de bainită se obţin şi alţi constituenţi: ferită, perlită sau martensită. Din aceste considerente proprietăţile bainitei sunt mai greu de determinat. În cazul diagramelor TTT izoterme, pentru oţeluri cu conţinut ridicat de carbon, se pot obţine structuri complet bainitice şi, în acest caz, se poate ajunge la o bună cunoaştere a proprietăţilor acesteia. Proprietăţile bainitei se situează între proprietăţile amestecurilor ferito-perlitice şi martensitice. Din figura 5. 8 rezultă că rezistenţa bainitei creşte rapid atunci când temperatura transformării izoterme scade în apropierea temperaturii MS care atinge valori ridicate. În figura 5. 9 se poate observa că în cazul oţelurilor cu conţinut scăzut de carbon există două structuri de bainită care au o bună comportare la rupere fragilă; prima este o bainită formată la temperaturi relativ înalte şi are o rezistenţă mai scăzută decât ar fi fost posibil de obţinut la o transformare bainitică, iar a doua este o bainită inferioară formată la temperaturi scăzute. Trebuie menţionat că, oricare ar fi tipul de bainită, limita de elasticitate şi rezistenţa la rupere fragilă pot fi ameliorate prin micşorarea grăuntelui austenitic iniţial din care aceasta provine. Bainita este un constituent metastabil ce evoluează în cursul revenirii ducând la modificarea proprietăţilor.

142

Rezistenţa la tracţiune, MPa

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Temperatura , °C

Temperatura de tranziţie, °C

Fig. 5. 8. Rezistenţa la tracţiune a oţelurilor conţinând între 0,05 şi 0,20 % C, în funcţie de structura rezultată din transformarea austenitei [2]

Rezistenţa la rupere, daN/mm2

Fig. 5. 9 Relaţia dintre rezistenţa la rupere şi temperatura de transformare, pentru oţeluri bainitice cu conţinut scăzut de carbon. [2]

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

143

5. 6 Martensita Martensita este o soluţie solidă de carbon în fierul , suprasaturată şi metastabilă. Denumirea de martensită provine de la numele ing. ADOLF MARTENS ( 1850 – 1914 ). Principala caracteristică a martensitei oţelurilor este duritatea sa ridicată , care depinde practic numai de conţinutul în carbon, influenţa carbonului fiind mult mai accentuată decât în structurile de echilibru. O martensită cu 0,4 %C are o duritate de ordinul a 60 HRC (cca. 700HV) aşa cum se poate vedea în figura 5.10 .

Fig. 5.10 Variaţia durităţii aliajelor Fe-C în fincţie de conţinutul în carbon [2]

Principalele cauze ale durităţii ridicate a martensitei sunt: - tensionarea reţelei cristaline ca urmare a suprasaturării cu carbon a soluţiei solide  (ferita); - creşterea densităţii de dislocaţii; - formarea de aglomerări de carbon la dislocaţii - precipitarea de particule disperse de carburi din soluţia solidă . În schimb, martensita are o tenacitate foarte scăzută, fiind fragilă ( o rezilienţă foarte scăzută ). Duritatea martensitei poate atinge valori maxime de 65…66 HRC. Rezistenţa mecanică mare şi plasticitatea redusă, ce caracterizează martensita sunt rezultatul complexităţii structurii acesteia, o soluţie solidă suprasaturată cu carbon interstiţial şi reţea tetragonală formată prin procese de alunecare ce dau naştere unei mari densităţi de dislocaţii şi macle interne.

144

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

S-a demonstrat că limita de curgere a martensitei este proporţională cu C 2, unde C este concentraţia în carbon: la C = 0,6…0,8%, limita de curgere se încadrează între 140…150 daN/mm2. Prezenţa dislocaţiilor şi a maclelor interne are influenţă, de asemenea, asupra limitei de curgere şi a rezistenţei la rupere la tracţiune. Martensita este un constituent rezistent la coroziune atmosferică şi cu bune proprietăţi magnetice.

5.7 Alte structuri Troostita de călire este un amestec de ferită şi cementită, extrem de fin. Denumirea provine de la numele chimistului francez L. J. Troost (18251911). Se obţine la o călire moderată, cu o viteză de răcire mai mică decât cea critică. La microscop (măriri de 300x ) apare sub formă de pete negre, sferoidale sau sub formă de rozete, situate la marginea grăunţilor (foşti austenitici). Are o duritate de 35 – 40 HRC, tenacitate şi plasticitate mai ridicată decât a bainitei. Este puţin rezistentă la atacul reactivilor metalografici, din care cauză apare puternic colorată în negru. Sorbita de călire se obţine la o răcire continuă mai lentă decât ce a troostitei. Este un amestec de ferită şi cementită mai puţin fin decât troostita. La măriri de 600x apare aspectul lamelar clar. Gradul de dispersie creşte cu viteza de răcire. Denumirea provine de la numele metalurgistului englez H. C. Sorby (1826– 1908). Are o duritate sub 300 HB (tab. 5.2). Plasticitatea şi tenacitate sunt mai ridicate decât la troostită. Martensita de revenire apare din martensita de călire în urma revenirii joase (100…2500 C) şi asigură oţelurilor carbon rezistenţă la tracţiune şi duritate mari, în dauna tenacităţii. Valorile alungirii şi gâtuirii sunt mici. Troostita de revenire apare din martensita de revenire sau călire în urma revenirii medii ( 300…5000 C ) şi este constituită dintr-un amestec de ferită nerecristalizată şi cementită parţial sferoidizată. Cu toate că proprietăţile de rezistenţă şi duritate scad cu creşterea temperaturii, limita de elasticitate se menţine la valori ridicate. Sorbita de revenire apare din martensita sau troostita de revenire în urma revenirii înalte (500…6500 C). Proprietăţile de plasticitate ale acesteia (alungirea şi gâtuirea) cresc cu creşterea temperaturii de revenire, gâtuirea la rupere prezentând un maxim la 600…6500 C. Sorbita de revenire (amestec ferito-cementitic cu grad de dispersie mare) este constituentul structural care

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA…

145

Tabelul 5.2 Gradul de fineţe al structurilor de tip perlitic [5]

îmbină în modul cel mai favorabil caracteristicile de rezistenţă mecanică cu cele de plasticitate. Faptul că sorbita de revenire are tenacitate superioară sorbitei rezultate la descompunerea izotermă a austenitei se explică prin forma diferită a cementitei în cele două amestecuri mecanice. Astfel, în timp ce precipitatele de cementită în sorbita rezultată prin descompunerea la încălzire a martensitei au formă globulară, în sorbita rezultată prin transformarea austenitei la răcire, forma cementitei este lamelară.

146

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

BIBLIOGRAFIE 1. DIETER, G., Metalurgie mecanică. Editura Tehnică Bucureşti, 1970. 2. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes de base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9. 3. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6. 4. VERMEŞAN, G., Diagrama Fe-C, Institutul Politehnic Cluj-Napoca, 1976. 5. VERMEŞAN, H., MUNTEANU, A., VERMEŞAN, G., NEGREA, G., Carburarea, Editura RISOPRINT Cluj-Napoca, 2001, ISBN 973656-079-1. 6. COLAN, H.,-Studiul metalelor, Institutul Politehnic Cluj- Napoca, 1977.

Capitolul 6

RECOACEREA DE OMOGENIZARE Scopul recoacerii de omogenizare este uniformizarea prin difuzie a neomogenităţilor chimice, fizice şi structurale, rezultate în urma solidificării în condiţii reale a oţelurilor. Neomogenitatea chimică provocată în procesul de cristalizare a aliajului este cunoscută sub denumirea de segregaţie.

Fig. 6.1 Formarea şi creşterea segregaţiilor intercristaline a) modificarea concentraţiei cristalelor în timpul solidificării; b) curbele de segregaţie ale manganului şi molibdenului într-un oţel de îmbunătăţire, c-concentraţia în elementul de aliere; Cm- concentraţia medie a elementului de aliere în cristal; C0 – concentraţia în elementul de bază; C0’ – concentraţia germenilor S0; Cf – concentraţia spaţiilor intercristaline; Cf’ – concentraţia în centrul grăuntelui; Tf – temperatura de solidificare corespunzătoare concentraţiei C0; T0 – temperatura lichidus pentru concentraţia C; S0 – începutul solidificării germenilor; Mf – solidificarea în proporţie de 50% a germenilor; Sf – punctul solidus a lichidului rămas [1]

148

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Segregaţia poate fi macroscopică (segregaţie zonală) şi microscopică (intracristalină sau dendritică şi intercristalină). Macrosegregaţia se caracterizează prin diferenţe de compoziţie chimică între diferite părţi ale produsului şi nu poate fi redusă prin recoacere de omogenizare (de difuzie). Segregaţia intracristalină sau dendritică – neomogenitate de compoziţie în interiorul aceleiaşi cristalite (fig. 6.1 ) şi cea intercristalină – neomogenitate de compoziţie între cristale şi constituenţii dintre ele – pot fi atenuate sau eliminate prin recoacere de omogenizare. Gradul de neomogenitate chimică a structurii dendritice se poate exprima prin: indicele de segregaţie ( Is ) al fiecărui element de aliere, gradul de segregaţie al elementului de adaus în structura dendritică ( Gs ) şi gradientul de concentraţie dat ( Gc ): Is 

C max C min

Gs 



C SI C ID

 1;

C max  C min

Gc 

C med C max  C min b

;

(6.1)

(6.2)

(6.3)

în care: Cmax , Cmin şi Cmed sunt concentraţiile maxime, respectiv minime şi medii, în elementul de aliere; b – semilăţimea dendritei în zona analizată ( fig. 6.2 a)). Structura dendritei se mai poate caracteriza prin lungimea totală a dendritei ( l ) şi distanţa dintre ramurile secundare ( l ), aşa cum se poate observa şi în figura 6.2a). O serie de elemente de aliere ( C, P, S, N, Mn, Ni, Cr, Si ) favorizează apariţia segregaţiei. Microsegregaţia poate să fie orientată sau neorientată. În cazul când microsegregaţia este orientată, produsul are o structură în benzi. Această structură în benzi poate fi accentuată prin deformare plastică, care duce la o alungire a grăunţilor. Ea se poate caracteriza prin distanţa (  ) şi diferenţa de concentraţie dintre benzi ( şiruri ). Distanţa  poate fi modificată prin deformare plastică, iar diferenţa de concentraţie  prin aplicarea recoacerii de omogenizare (fig. 6.3 ). În figura 6.3 se arată efectul deformării plastice asupra distanţei dintre straturi.

149

RECOACEREA DE OMOGENIZARE

Fig. 6.2. Segregaţia dendritică:a) caracteristicile unei dendrite; b) modificarea indicelui de segregaţie (S) şi a distanţei dintre axele dendritelor pe secţiunea unui bloc de oţel 35CrMnSi5 [1]

Fig. 6.3 Influenţa deformării (sus) şi a recoacerii de difuzie (jos) asupra gradientului de concentraţie [1]

150

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Structura dendritică este cu atât mai accentuată cu cât pereţii pieselor sunt mai groşi, fiind neuniformă chiar în secţiunea aceluiaşi perete al piesei. Structura dendritică nu este corespunzătoare nici din punct de vedere tehnologic şi nici din punct de vedere al caracteristicilor de exploatare. Această structură determină micşorarea capacităţii de deformare plastică la cald, mărirea tendinţei de formare a fulgilor, creşterea sensibilităţii la rupere intercristalină, crearea condiţiilor pentru formarea structurii în benzi care accentuează anizotropia proprietăţilor (fig. 6.4), reducerea rezistenţei la fluaj şi la coroziune electro-chimică.

Fig. 6.4 Influenţa structurii dendritice asupra rezilienţei: structură fără dendrite ; structură cu dendrite

[1].

Parametrii tehnologici principali ai recoacerii de omogenizare sunt temperatura (t) şi durata (). Aceşti parametrii se pot stabili din legile difuziei, ale lui Fick. Ecuaţia diferenţială a difuziei (legea a doua a lui Fick) pentru cazul uni-direcţional şi pentru D=const. are forma: c τ

 D

 c x

(6.4)

RECOACEREA DE OMOGENIZARE

151

Dacă se consideră că variaţia concentraţiei elementului segregat este sinusoidală, aşa cum se arată în figura 6.1, atunci soluţia ecuaţiei diferenţiale are forma:  π2 D τ   c  C 0  exp   2  λ  

(6.5)

în care: c este diferenţa de concentraţie după recoacerea de omogenizare; C0 - diferenţa de concentraţie înaintea recoacerii de omogenizare;  - distanţa dintre şiruri ( benzi ); D - coeficientul de difuzie ( care depinde de temperatură );  - durata de menţinere. Pentru a determina parametrii tehnologici ai recoacerii de omogenizare folosind soluţia ecuaţiei lui Fick dată în relaţia (6.5) se cer cunoscute diferenţele de concentraţie înainte şi după recoacerea de omogenizare, distanţa dintre şiruri şi coeficientul de difuzie. Regimurile de încălzire se aleg în funcţie de calitatea materialului, de forma şi mărimea produselor turnate. Se recomandă folosirea regimului de preîncălzire ( tpî = 500…600 0C ) sau a celui cu viteză constantă ( vî = 50…100 0C/h ) până la cca. 600 0C (fig. 6.5).

Fig. 6.5 Diagrama recoacerii de omogenizare [2]

152

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Temperatura este parametrul cu cea mai mare influenţă asupra proceselor care au loc la recoacerea de omogenizare. Teoretic, omogenizarea cea mai rapidă şi mai completă se realizează în apropierea temperaturii de topire a oţelurilor (1400 – 14500C pentru majoritatea oţelurilor aliate). Practic, nu se recomandă o asemenea valoare a temperaturii deoarece: se distrug rapid instalaţiile de încălzire, se pierde material metalic prin oxidare ( grosimea stratului de oxid poate atinge 5 – 6 mm ), scade rezistenţa mecanică a produselor ( rezistenţa la fluaj a oţelului la aceste temperaturi este cu cca. 1 – 2 daN / mm2, (mai mică decât a plumbului la temperatura ambiantă ) ceea ce determină o deformare sau o rupere a lor sub greutatea proprie, creşte exagerat grăuntele omogenizat. Din aceste considerente temperatura de omogenizare ( tf ) se determină, orientativ, cu relaţia: tf = ( 0,7…0,9 ) · ts

(6.6)

în care ts este temperatura solidusului real al oţelului.

Fig. 6.6 Domeniul de temperaturi pentru recoacerea de omogenizare la oţeluri [2]

Valorile superioare ale temperaturii se aleg pentru aliaje cu tendinţă redusă de segregare interdendritrică şi cu puncte de topire coborâte sau medii, iar cele inferioare pentru aliaje cu puncte de topire ridicate (cazul oţelurilor aliate). În figura 6.6 se arată limitele domeniului de temperatură între care se poate face recoacerea de omogenizare la oţeluri.

153

RECOACEREA DE OMOGENIZARE

Durata de încălzire ( î ) şi de egalizare termică ( eg ) se calculează în funcţie de regimul de încălzire ales şi depind, în special, de grosimea produselor, de masa şarjei şi de modul de aşezare a lor. Încălzirea pieselor se poate face lent sau cu paliere izoterme pentru a nu adăuga tensiuni termice la cele deja existente de la prelucrările anterioare. Durata de menţinere pentru omogenizare ( tr ) depinde în cea mai mare măsură de viteza de difuzie a atomilor elementelor de adaos. Dacă se consideră dată temperatura de recoacere ( D = const. ) şi structura dendritică ( dS = const. ), atunci viteza de difuzie vdif poate fi exprimată sub forma: v dif  K 

c x

(6.7)

în care K este o constantă. Pe măsură ce creşte durata de menţinere la temperatura aleasă, gradientul de concentraţie c/x scade continuu, tinzând spre zero, variaţia având un caracter parabolic ( fig 6.7 ). O variaţie similară va avea şi viteza de difuzie, ceea ce conduce la concluzia că omogenizarea este un proces ce se autofrânează în timp, în sensul că ea este maximă în primele ore de menţinere şi apoi scade. Din această cauză, în practică, se alege o durată de menţinere raţională, cuprinsă între câteva ore şi câteva zeci de ore. Duratele

Fig. 6.7 Variaţia gradientului de concentraţie cu durata omogenizării

154

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

cele mai scurte ( 2 –5 ore ) se folosesc la aliajele la care se poate merge cu temperatura de omogenizare până la 0,9Ts, iar cele mai lungi (15 – 20 ore) la aliajele la care se folosesc temperaturi de ordinul 0,7Ts. Din figura 6.7 rezultă că indicele de segregaţie scade rapid în primele 10…20 ore şi cu atât mai accentuat cu cât temperatura este mai ridicată. Dacă în situaţiile în care nu se reuşeşte o omogenizare avansată la o temperatură dată, este neeconomică şi insuficientă menţinerea suplimentară peste 20…25 ore şi devine necesară ( dacă este posibil ) ridicarea temperaturii. Vitezele de încălzire şi de răcire trebuie să fie scăzute, sub 50…60 0 C/h (fig.6.5) deoarece produsele supuse recoacerii de omogenizare (piese turnate, lingouri) au importante tensiuni interne şi fiind şi neomogene din punct de vedere chimic au plasticitate redusă. Teoretic răcirea se poate executa în orice mod însă, pentru tensiuni termice minime, se aplică răcirea împreună cu cuptorul, iar pentru înlăturarea tendinţei de a forma structură în şiruri, se aplică răcirea în aer şi se evită răcirile lente. Din cele prezentate s-ar părea că microsegregaţia se poate înlătura întotdeauna pe baza gradientului de concentraţie al elementului segregat. În realitate sistemul de difuzie este format, în general, din mai mult de doi componenţi şi forţa motrice reală a difuziei este gradientul potenţialului chimic şi nu gradientul de concentraţie. Astfel, gradientul potenţialului chimic poate ajunge prin difuzie la zero, iar gradientul de concentraţie să rămână diferit de zaro. Aşa se explică de ce segregarea cuplată a fosforului şi carbonului creează mari dificultăţi la înlăturarea prin recoacere de omogenizare a structurii în şiruri. În urma recoacerii de omogenizare structura este grosolană. În cazul lingourilor această structură nu trebuie modificată prin alt tratament termic deoarece prin deformarea plastică ce urmează va avea loc o mărunţire a grăunţilor. În cazul pieselor turnate, la care nu se aplică o deformare plastică ulterioară, se recomandă ca după recoacerea de omogenizare să se aplice o recoacere de normalizare sau recoacere completă. Dacă răcirea, la oţelurile aliate, se face în aer (normalizare) este bine să se aplice o recoacere de înmuiere în vederea îmbunătăţirii prelucrabilităţii produselor (aşchierea sau decojirea pentru înlăturarea defectelor superficiale ). Recoacerea de omogenizare este un tratament termic ce necesită consumuri mari de energie, temperaturi şi durate mari, suprafeţele produselor sunt oxidate şi decarburate, necesitând adaosuri mari de prelucrare. Din aceste considerente se recomandă să fie aplicată numai în cazuri bine justificate, în special la lingouri. Este economic să se combine

RECOACEREA DE OMOGENIZARE

155

recoacerea de omogenizare cu încălzirea pentru deformare plastică, în acest caz prelungindu-se durata de menţinere cu 2 – 4 ore. În practică recoacerea de omogenizare se aplică produselor turnate din oţeluri complex aliate, în special cu molibden ( Cr – Ni – Mo; Cr – Mn – Mo; Cr – Mn – Si ) pentru carburare, îmbunătăţire şi matriţe de forjat. Se supun recoacerii de omogenizare oţelurile pentru automate (0,08…0,2 % S ) în scopul atenuării fragilităţii la roşu ( ruperii intercristaline ) în timpul laminării la cald ( segregarea intercristalină a eutecticului Fe – FeS ).

BIBLIOGRAFIE 1. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen Verlag Munchen Wien. 2. IANCU, D., V., -Tehnologia Tratamentelor Termice, Atelierul de multiplicare I.P.C-N , 1989. 3. POPESCU, N., ş.a., Tratamente termice neconvenţionale, Editura Tehnică, 1990. 4. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Cluj, Editura Dacia, 1987.

Capitolul 7

RECOACEREA DE NORMALIZARE Scopul recoacerii de normalizare este obţinerea unei granulaţii fine, uniformizarea structurii, anularea structurilor de turnare, deformare plastică la cald, sudare sau provenite de la tratamentele termice incorect aplicate anterior. De obicei, se urmăreşte ameliorarea caracteristicilor mecanice. Datorită acestui ultim scop, recoacerea de normalizare poate fi folosită ca tratament termic primar sau final. Suprafeţele pieselor prelucrate prin aşchiere, în cazul oţelurilor sărace în carbon, sunt, după normalizare, de calitate mai bună. Aşa cum s-a mai arătat, produsele cu structură fină au caracteristici mecanice superioare. Astfel, limita de curgere (c) este mai mare la oţelurile cu granulaţie fină, după cum rezultă din relaţia dată de HALL-PETCH: σc  σ0  K 

1 d

;

(7.1.)

în care: 0 este valoarea limitei de elasticitate determinată de tipul reţelei şi de defectele submicroscopice ale grăuntelui; K - coeficient de proporţionalitate; d - diametrul mediu al grăunţilor. Structura fină are temperatura de tranziţie ductil-fragil mai coborâtă decât structura grosolană, deci are o ductilitate la temperaturi coborâte mai mare. Oţelurile cu structură Widmanstatten au rezistenţă şi, mai ales, tenacitate mică. În tabelul 7.1 se poate observa influenţa recoacerii de normalizare asupra proprietăţilor mecanice ale oţelurilor carbon turnate. Structura grosolană are influenţă negativă şi asupra comportării tehnologice a oţelului la tratamentele termice finale (de exemplu la călire conduce la o austenitizare neuniformă). Toate procedeele de prelucrare la cald ale produselor din oţel se efectuează la temperaturi înalte, la care acestea au structură complet austenitică. Cea mai înaltă temperatură o întâlnim în cazul operaţiei de turnare în piese, deoarece oţelul este adus mai întâi în stare topită, după care se toarnă şi se solidifică în formele de turnare. O situaţie apropiată o are

RECOACEREA DE NORMALIZARE

157

Tabelul 7.1. Caracteristicile mecanice ale unor oţeluri carbon turnate Oţel turnat C Rc Rm A Z KCU % daN/mm2 daN/mm2 % % daJ/cm2 În stare nerecoaptă 0,11 18 41 26 30 4 Recopt la 9000 C 0,11 26 42 30 59 17 În stare nerecoaptă 0,26 23 43 13 14 3 Recopt la 8500 C 0,26 29 48 24 41 9 În stare nerecoaptă 0,53 25 62 7 4 1,3 Recopt la 8200 C 0,53 35 70 16 18 3,5 În stare nerecoaptă 0,85 30 62 1 0,4 1,4 Recopt la 7200 C 0,85 32 72 9 7 2

operaţia de sudare, la care cusătura are structură de turnare, iar zona de influenţă termică (ZIT) din metalul de bază – respectiv zona în care temperatura variază de la punctul de topire la punctul Ac3 – este complet austenitică. În sfârşit, operaţia de deformare plastică la cald se execută la temperaturi între 1150…12000 C (începutul deformării) şi 850…9000 C (sfârşitul deformării), interval în care oţelurile au structură austenitică. Starea austenitei influenţează atât desfăşurarea operaţiilor de prelucrare – în special deformarea plastică – cât şi rezultatul structural al prelucrărilor. Dintre caracteristicile stării austenitice (compoziţia şi omogenitatea chimică, mărimea grăuntelui, substructura şi imperfecţiunile de cristalinitate) o importanţă foarte mare asupra structurii finale o are mărimea grăuntelui de austenită, la sfârşitul prelucrării. Mărimea grăuntelui de austenită, compoziţia chimică a oţelului şi modul cum se face răcirea determină aspectul structurii finale, la temperatura ambiantă. Dacă produsul se răceşte lent (în forme uscate de turnare, în gropi adânci de răcire după deformare la cald, în cuptor după sudare) se obţine o structură apropiată de cea de echilibru dar grosolană. Dacă produsul se răceşte accelerat (în forme crude după turnare, în aer după deformare plastică la cald sau după sudare) există condiţii ca structura să capete un aspect Widmannstattenn. Structura Widmannstattenn se formează datorită faptului că ferita (la oţeluri hipoeutectoide) şi cementita (la oţeluri hipereutectoide) au tendinţa de a cristaliza preferenţial pe anumite planuri de maclare din austenita cu grăunte grosolan atunci când aceasta este răcită accelerat. Cea mai importantă pentru industria construcţiilor de maşini este structura Widmannstattenn la piesele din oţeluri hipoeutectoide. Formarea acestei structuri defectuoase este posibilă atunci când se îndeplinesc – simultan – următoarele trei condiţii:

158

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

a) – oţelul are conţinut scăzut de carbon (0,1 – 0,5 % C); b) – grăuntele austenitic este grosolan; c) – răcirea este accelerată (în aer). Un alt defect structural apare dacă deformarea plastică a unui oţel hipoeutectoid se termină în intervalul Ar3 - Ar1, iar răcirea ulterioară este relativ lentă (produse groase răcite în aer). În oţelurile cu conţinut scăzut de carbon, incluziunile de sulfuri sau chiar segregaţiile de fosfor provoacă cristalizarea preferenţială a feritei. Deoarece incluziunile şi segregaţiile, prin deformare plastică la cald, au o dispunere preferenţială pe direcţia minimei rezistenţe, rezultă o structură în benzi, deosebit de periculoasă pentru piesele care sunt solicitate în direcţia benzilor sau lucrează la şoc, energia de rupere prin şoc scade de 2 – 3 ori în comparaţie cu structura normală. Structura în benzi este dăunătoare, înrăutăţind calitatea suprafeţei la prelucrările prin aşchiere şi contribuind la deformaţii neuniforme după tratamente termice. Structura cu granulaţie mixtă (grăunţi mari asociaţi cu grăunţi mici) influenţează negativ condiţiile de austenitizare la călire şi reduce ductilitatea oţelului. Recoacerea de normalizare este, de fapt, o recristalizare fazică (de ordinul doi), condusă în aşa fel încât să se obţină – la încălzire – o granulaţie austenitică fină, care printr-o răcire ulterioară lentă sau accelerată să asigure transformarea ei în constituenţi apropiaţi de echilibru. Această recoacere mai poartă denumirea şi de recoacere de regenerare.

7.1 Parametrii tehnologici Diagrama tipică de normalizare este prezentată în figura 7.1. Temperatura recoacerii de normalizare (tf) se alege cu 20 – 600 C peste punctele critice ale oţelurilor (fig. 7.2). În cazul oţelurilor hipereutectoide care au reţea de cementită încălzirea se face cu 20 – 500 C peste Accem, urmată de o răcire rapidă în

Fig. 7.1 Diagramă de normalizare

RECOACEREA DE NORMALIZARE

159

apă sau ulei (călire) după care se aplică o recoacere de normalizare obişnuită. Temperaturi mai mari decât cele indicate în figura 7.2. nu sunt recomandate deoarece apare pericolul supraîncălzirii materialului (fig. 7.3). În general temperatura de normalizare pentru majoritatea oţelurilor aliate este cuprinsă între 870 – 9000 C. Pentru produse cu secţiuni mai mari se recomandă ca recoacerea de normalizare să se facă la temperaturi mai mari decât la produsele cu secţiuni mai mici. Fig. 7.2 Temperaturile de normalizare Durata de încălzire şi durata de egalizare termică se calculează cu relaţiile specifice regimului de încălzire adoptat. Regimul de încălzire este cel cu temperatură constantă a mediului (tm = const.). Temperatura mediului (cuptorului) se ia cu 10 – 30 0C peste temperatura finală a produsului. Cu cât grosimea piesei este mai mare şi cu cât conţinutul de carbon şi Fig. 7.3 Efectul supraîncălzirii materialului la de elemente de aliere este normalizare mai ridicat, cu atât durata de încălzire este mai mare şi viteza de încălzire admisibilă este mai mică. Dependenţa duratei de încălzire, de compoziţia chimică a oţelului (carbonul echivalent), este dată de diagrama din figura 7.4.

160

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 7.4. Dependenţa duratei de încălzire de compoziţia chimică a oţelului [1]

Echivalentul în carbon se calculează cu relaţia: CE = 1,0· (%C) + 0,2· (%Mn) + 0,25· (%Cr) + 0,33· (%Mo) + 0,1· (%Ni) +0,2· (%V)+ 0,2· (%Si) + 0,1· (%W) + 0,2· (%Ti) + 0,1· (%Al) – 0,1

(7.2.)

Relaţia este valabilă pentru: 0…0,9%C; 0…1,1%Mn; 0…1,8%Cr; 0…0,25%V; 0…2%W; 0…1,8%Si; 0…0,5%Mo; 0…5%Ni; 0…0,5%Ti şi 0…2%Al.

RECOACEREA DE NORMALIZARE

161

Curbele din figura 7.4 indică durata de încălzire şi de menţinere pentru egalizarea termică. Durata de transformare se poate determina folosind diagramele de transformare la încălzire de tipul celei prezentate în figura 7.5. La oţelurile

Fig. 7.5 Determinarea duratei de transformare pentru oţelul 33MoCr11 [1]

162

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

carbon durata de transformare este redusă, la cele hipoeutectoide este de 3…10 minute, iar la cele eutectoide şi hipereutectoide este mai lungă (10…60 minute) deoarece dizolvarea carburilor este mai anevoioasă ca a feritei libere. Durata de transformare depinde şi de granulaţia oţelului, cu cât granulaţia este mai grosolană şi durata trebuie să fie mai mare. De asemenea, durata de transformare depinde de forma, mărimea şi gradul de dispersie al carburilor din perlită, cel mai rapid se dizolvă carburile din perlita lamelară fină (sorbitică), urmate de cele din perlita lamelară grosolană, iar cel mai lent se dizolvă carburile din perlita globulară. Viteza de răcire trebuie aleasă în aşa fel încât să se obţină structuri normale (apropiate de echilibru). Răcirea se poate executa în două moduri: o dată cu cuptorul şi în aer liniştit sau ventilat şi poate fi continuă sau în trepte . Răcirea continuă se execută cu cuptorul până la circa 6000 C, apoi în aer (recoacere clasică) sau direct în aer (normalizarea propriu-zisă). Viteza de răcire, în cazul răcirii o dată cu cuptorul, depinde de inerţia termică a cuptorului şi poate varia în limite largi (5…150 C/min.). Viteza de răcire în aer este determinată de grosimea pieselor şi de viteza aerului. Pentru secţiuni nu prea mari este suficientă răcirea în aer liniştit, la secţiuni mari se face răcirea în curent de aer sau ceaţă. Cunoscând curbele de răcire şi diagrama T.T.T., se pot prevedea structurile care vor rezulta

Fig. 7.6 Stabilirea structurii rezultate utilizând diagramele TTT, pentru un oţel aliat cu:0,21 % Mo; 0,07 % V şi N [1]

RECOACEREA DE NORMALIZARE

163

(fig. 7.6). În cazul răcirii în aer a tablelor cu grosimea de 18 mm (curba 2 din fig. 7.6) structura este formată din ferită + bainită + martensită. Pentru a obţine o structură ferito-perlitică sunt necesare viteze de răcire mai mici (curba 4). Recoacerea clasică se foloseşte la oţeluri nealiate cu peste 0,5 % C şi la cele aliate. Recoacerea de normalizare propriu-zisă se aplică la oţeluri hipoeutectoide cu 0,2…0,5 % C. În unele cazuri normalizarea poate fi un tratament termic final, de exemplu, la tablele groase destinate fabricaţiei de construcţii sudate supuse la solicitări mari (recipienţi, vase de presiune, nave, macarale, poduri, ş.a.). Unul din dezavantajele normalizării este acela că la piesele de grosimi diferite se obţin structuri şi durităţi diferite, deoarece viteza de răcire în aer depinde de grosimea de perete. După recoacerea de normalizare a oţelurilor aliate cu conţinut de carbon mai ridicat, datorită răcirii în aer, în structură apar şi constituenţi de călire (bainită, martensită). Astfel de oţeluri se numesc autocălibile deoarece la răcirea în aer din domeniul austenitic ele se călesc şi nu se normalizează. În acest caz, după normalizare se aplică o recoacere subcritică (sub A1) pentru a reduce duritatea şi a mări prelucrabilitatea.

7.2 Aplicaţii Recoacerea de normalizare se aplică în mod curent la piese turnate din oţeluri carbon şi slab aliate, la piesele forjate, matriţate şi extrudate din oţeluri hipoeutectoide şi la unele piese sau construcţii sudate (tabelul 7.2). Oţelurile aliate pentru carburare - de tipul Cr-Ni sau Cr-Ni-Mo sunt, de obicei, normalizate la temperaturi mai înalte decât temperatura de carburare. Prin aceasta se reduc deformaţiile şi se îmbunătăţeşte prelucrabilitatea. La unele oţeluri de carburare Cr-Ni se recomandă chiar două recoaceri de normalizare pentru a reduce deformaţiile. În cazul pieselor cu secţiuni mari sau susceptibile de a avea tensiuni interne se recomandă răcirea până sub A1 în aer, iar apoi se continuă răcirea în cuptor sau în gropi de răcire. Se aplică şi după prelucrarea la rece a produselor care au fost ecruisate la grade critice, în acest caz înlocuieşte recoacerea de recristalizare care ar produce, prin recristalizare nefazică, o granulaţie neuniformă şi grosolană.

164

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

În figurile 7.7 şi 7.8 se prezintă structuri de laminare sau turnare înainte de normalizare şi după aplicarea normalizarii.

Fig. 7.7 Modificarea structurii după recoacerea de normalizare [1]: a) după normalizare ; b) înainte de normalizare.

Fig. 7.8 Structura unui oţel cu 0,25%C după laminare (a) şi normalizare (b), respectiv după turnare (c) şi normalizare (d) [3].

165

RECOACEREA DE NORMALIZARE

Tabelul 7.2 Aplicaţii ale tratamentului de normalizare [2] Scopul în care se Produsul Prelucrări ulterioare aplică normalizarea Piese turnate din oţeluri carbon sau slab aliate

Produse laminate destinate sudurii (în special table şi ţevi) din oţeluri carbon sau slab aliate cu limită de curgere ridicată Construcţii sudate Produse laminate sau forjate din oţeluri cu carbon scăzut (< 0,4%C) Produse laminate sau forjate din oţeluri hipoeutectoide de construcţii metalice (piese) Produse laminate din oţeluri hipereutectoide carbon sau slab aliate

Regenerarea structurii de turnare şi îmbunătăţirea caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate (tratament singular sau urmat de revenire) Regenerarea structurii în benzi şi asigurarea caracteristicilor mecanice de exploatare (tratament singular) Regenerarea structurii în zonele de influenţă termică Îmbunătăţirea prin aşchiere

prelucrării

Îmbunătăţirea prelucrării prin aşchiere şi pregătirea structurii pentru călire

Prelucrări prin aşchiere (sau revenire înaltă şi apoi prelucrări prin aşchiere)

Formarea la rece (îndoire, bordurare) sudare, detensionare Detensionare Prelucrări prin aşchiere Prelucrări prin aşchiere şi apoi tratamenrul termic de îmbunătăţire sau călire superficială

Pregătirea structurii în Recoacere de globulizare vederea recoacerii de şi prelucrări prin aşchiere globulizare Pregătirea structurii pentru Piese forjate din oţeluri globulizare fină, cu îmbu- Recoacere subcritică şi autocălibile (călire în aer) nătăţirea prelucrării prin prelucrări prin aşchiere aşchiere Eliminarea reţelei de Recoacerea de înmuiere şi Piese hipercementate (stra- carburi secundare şi precălire strat sau numai turi cu C>0,9%) gătirea structurii pentru călire de strat călirea stratului Piese incorect tratate ter- Regenerarea structurii şi mic (recoacere, călire, pregătirea în vederea Retratarea termică îmbunătăţire) retratării corecte În funcţie de compoziţia chimică a oţelului, tratamentul termic însoţit de răcire în aer, este practic o călire la structuri bainitice, bainito-martensitice sau martensitice în funcţie de călibilitatea oţelului şi grosimea produselor tratate

166

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

BIBLIOGRAFIE 1. ECKSTEIN,H., J., -Technologie der Warmebehandlung von Stahl VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976 2. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Tehnică Bucureşti 1974. 3.***Service pratique BOEHLER. Reussir dans la transformation des aciers 1980. 4. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Cluj, Editura Dacia, 1987. 5. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen Verlag Munchen Wien.

Capitolul 8

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE) Recoacerea de înmuiere are ca scop îmbunătăţirea prelucrabilităţii prin aşchiere (aşchiabilitatea), a prelucrării prin deformare plastică la rece (deformabilităţii) şi obţinerea unor structuri corespunzătoare pentru tratamentele termice ulterioare. Recoacerea de înmuiere este deosebit de importantă pentru practica industrială, având în vedere că peste jumătate dintre piesele componente ale maşinilor şi utilajelor se supun prelucrării prin aşchiere sau prin deformare plastică la rece. Prelucrabilitatea, prin aşchiere sau prin deformare plastică la rece, reprezintă capacitatea unui material metalic de a se prelucra în modul cel mai economic, respectiv cu productivitatea maximă, la un consum minim de scule şi cu asigurarea unei calităţi corespunzătoare. Prelucrarea prin aşchiere este un proces tehnologic foarte complicat, cu multiple aspecte contradictorii de natură mecanică, termică, chimică şi structurală, multe din ele insuficient cunoscute şi stăpânite din cauza dificultăţilor de experimentare şi de abordare teoretică. Scopul principal al prelucrării prin aşchiere este acela de a forma o nouă suprafaţă a produsului (suprafaţa prelucrată), iar procesul de bază este acela al formării şi eliminării aşchiei prin alunecarea pe faţa de degajare a sculei. Aşchia se formează prin forfecarea materialului metalic din faţa tăişului sculei. Forma aşchiei este foarte diferită (dreaptă, curbă, ondulată, spiralată, etc.). Energia ce se cheltuieşte pentru formarea şi deplasarea aşchiei se transformă, ulterior, în energie de deformare elastică (cca. 1 %) şi în căldură (cca. 99 %). Condiţiile de eliminare a căldurii sunt limitate astfel încât aceasta rămâne în zona de predeformare şi deformare din produs, în aşchie şi sculă. Cea mai mare parte din căldură revine sculei, pe secţiunea căreia apare un gradient de temperatură. Măsurătorile au arătat că la aşchierea oţelurilor, sculele se încălzesc până la 900…9500 C pe suprafaţa de degajare (în zona de contact aşchie – sculă), punctul cel mai cald rămânând în aceeaşi poziţie (la cca. 1 mm de muchia tăietoare), indiferent de creşterea vitezei de aşchiere. Creşterea vitezei de aşchiere măreşte, însă, întinderea zonei calde (limitată la maxim 6500 C).

168

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Scoaterea din uz a sculelor aşchietoare are loc, în principal, prin deformare şi uzare progresivă. Uzarea se produce prin difuzie (coroziune chimică – asemănătoare dizolvării), prin adeziune şi prin abraziune. Uzarea prin difuzie are loc în special la viteze mari de aşchiere (temperaturi ridicate), aceea prin adeziune la viteze mici (în special în prezenţa depunerii pe tăiş şi a contactului discontinuu aşchie-sculă), fiind accentuată de întreruperile de aşchiere şi de vibraţii, iar aceea prin abraziune este produsă de particulele dure de pe suprafaţa produsului sau din structura sa (compuşi definiţi duri şi cu muchii ascuţite) . În afară de tipurile de uzare menţionate, sculele mai pot fi scoase din uz prin deformare plastică superficială, prin forfecare, la temperaturi înalte (corespunzător zonei cu temperatură ridicată, imediat după muchia tăietoare, pe faţa de degajare), prin deformare plastică sub acţiunea tensiunilor normale de compresiune, precum şi prin uzare de alunecare a muchiei aşchiei, la care contribuie şi unii factori chimici. Numărul mare de factori care intervin în procesul de aşchiere face practic imposibilă aprecierea prelucrabilităţii materialului metalic printr-un singur indicator global şi obligă la adoptarea mai multor indicatori parţiali, măsurabili şi dependenţi în mare măsură de materialul semifabricatului supus aşchierii. Se pot lua în considerare: a) – timpul de aşchiere şi posibilitatea de degajare a aşchiei; b) – forţa de aşchiere; c) – durabilitatea sculelor; d) – calitatea suprafeţei. Fiecare din aceşti indicatori se determină în anumite condiţii standard ale procesului de aşchiere, în care principalii parametrii tehnologici sunt menţinuţi constanţi (de exemplu avansul S0=0,1 mm / rot.; viteza de aşchiere v0 = 50 m / min., etc.), iar materialul metalic (sau structura sa) se schimbă. Unii cercetători iau în consideraţie prelucrabilitatea diferitelor oţeluri în raport cu un oţel luat ca etalon (prelucrabilitatea relativă). Oţelul etalon poate fi OLC 45 sau AUT 12. În condiţii de aşchiere date (tipul prelucrării, geometria sculei, viteza, avansul, adâncimea de tăiere, modul de răcire) prelucrabilitatea unui material metalic este determinată, în ultimă instanţă, de structura sa. Aceasta depinde de prelucrările anterioare şi de calitatea materialului şi poate fi modificată prin tratament termic. În tabelul 8.1 se prezintă comportarea la prelucrare a diferiţilor constituenţi structurali ai oţelurilor. În cazul când în urma recoacerii de înmuiere se urmăreşte obţinerea unei structuri de perlită globulară această recoacere se mai numeşte şi recoacere de globulizare.

169

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE)

Tabelul 8.1 Prelucrabilitatea diferitelor structuri metalografice Structura

Structuri de echilibru

Structuri de călire Structuri de revenire

Ferită

Duritatea 80 – 100 HB

Ferită + perlită lamelară

120 – 200 HB

Perlită lamelară Perlită lamelară + carburi secundare Bainită superioară Bainită inferioară Martensită Troostită Sorbită Perlită globulară

200 – 300 HB

Prelucrabilitatea Scăzută Scăzută către satisfăcătoare Redusă

300 – 350 HB

Foarte greu prelucrabilă

35 – 45 HRC 45 – 55 HRC 40 – 66 HRC 40 – 50 HRC 340 – 350 HB 160 – 220 HB

Scăzută Foarte rea Practic neprelucrabilă Redusă Satisfăcătoare spre bună Bună

Structura globulizată poate fi caracterizată prin gradul de globulizare (e) care reprezintă raportul între cantitatea de perlită globulizată pg şi perlita totală. e 

pg p g  pl



pg p tot

(8.1)

unde: pl este cantitatea de perlită lamelară; pg – cantitatea de perlită globulară; ptot – cantitatea totală de perlită. Dacă e = 1, înseamnă că întreaga cantitate de perlită s-a globulizat. Dimensiunile globulelor de cementită sau de carburi nu trebuie să fie nici prea mari, nici prea mici. Dacă sunt prea mari reduc duritatea şi măresc timpul de austenitizare pentru călire, iar dacă sunt prea mici măresc duritatea şi reduc prelucrabilitatea prin aşchiere sau deformare la rece. Structura de perlită globulară are cea mai bună prelucrabilitate prin aşchiere, întrucât tăişurile sculei nu trebuie să taie decât ferita, globulele de cementită sunt împinse la o parte sau smulse în cursul aşchierii, fără să fie tăiate de sculă ca la perlita lamelară. Perlita globulară poate fi prelucrată mult mai bine şi prin deformare plastică la rece, întrucât curgerea materialului este realizată de masa de bază feritică. Structura de perlită lamelară este necorespunzătoare pentru prelucrarea prin deformare plastică la rece (îndoire, ambutisare, bordurare, presare, răsucire) deoarece prin deformare, lamelele de cementită se rup şi produsele pot să se fisureze. Din această cauză recoacerea de globulizare este necesar să fie aplicată la toate oţelurile înaintea deformării la rece: a

170

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

tablelor, benzilor şi sârmelor. Pentru a se obţine perlita globulară este necesar ca cementita sau carburile din oţel să ia formă globulară. Cementita globulară în masa de bază feritică este structura cu cea mai mică energie internă din sistemul fier-cementită. Reiese că o astfel de structură se poate obţine din toate celelalte structuri – perlită, bainită, martensită – prin menţinere suficientă la o temperatură aflată imediat sub Ac1. Trecerea pe această cale a structurilor cu energie internă mai mare în structură globulară de energie internă minimă, se realizează prin intermediul mecanismelor de precipitare – coagulare şi de dizolvare – reprecipitare. Cazul caracteristic de acţiune a mecanismului de precipitare – coagulare este revenirea înaltă a structurii martensitice. Acţiunea caracteristică a celuilalt mecanism, dizolvare – reprecipitare, se manifestă şi în cazul recoacerii de structurii perlitice. Globulizarea cementitei sau a carburilor se poate face pe mai multe căi, figura 8.1. Prima dintre aceste căi constă în încălzirea la temperaturi apropiate punctelor Ac1 (640…680 0C), menţinere lungă (6…12 ore) la această temperatură şi apoi răcirea (fig. 8.1 A)). Această metodă este numită şi recoacere sub-critică. Prin menţinere de lungă durată sub Ac1, lamelele de cementită se transformă, treptat, sub influenţa tensiunii superficiale existente la limita ferităcementită, în globule (fig. 8.2). Aceasta deoarece cementita globulară în masa de bază feritică are cel mei mic potenţial energetic. În timpul încălzirii până la A1 are loc o îmbogăţire în carbon a feritei şi a capacităţii acesteia din urmă de dizolvare a carbonului, de la 10-6 % C la temperatura Fig. 8.1 Metode de globulizare [1]. ambiantă, la 0,021 % C la

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE)

171

727 0C. Procesul de formare a cementitei globulare cuprinde două etape. În prima etapă are loc, ca urmare a tensiunii superficiale, fragmentarea lamelelor de cementită, rezultând fragmente cu dimensiuni şi forme neregulate (fig. 8.3). În etapa următoare are loc formarea globulelor de cementită, iar globulele mici având suma suprafeţelor în contact mare, sub efectul tensiunii superficiale, trec în globule mari. Ambele etape sunt caracterizate de aceleaşi forţe motoare, viteza de desfăşurare Fig. 8.2 Reprezentarea schematică a fiind controlată de difuzie. globulizării cementitei Numărul limitelor de fază din lamelare[2] ferita sau cementita perlitei joacă un rol important în fragmentarea lamelelor de cementită. Pentru că transformările după aceste două mecanisme se fac sub A1, viteza de răcire nu influenţează structura sau duritatea finală. Pentru ca acest tratament să dea rezultate bune este necesar ca oţelul să fie în prealabil normalizat, dizolvându-se reţeaua de carburi secundare la oţelurile hipereutectoide, iar perlita să fie fină. O altă cale de obţinere a cementitei şi a carburilor globulare constă în încălzirea puţin peste Ac1, cu 20 – 70 0C, menţinere 1…5 ore, urmată de răcire foarte lentă (vr = 15 – 30 Fig. 8.3 Procesul de fragmentare a 0 C/h) până sub punctul Ar1 lamelelor de cementită: a) la o limită de ferită în perlită (cca. 650 0C) şi apoi răcirea în b) la o limită de cementită a aer (fig.8.1B)). Obţinerea perlitei [3] cementitei globulare se bazea-

172

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

ză pe dizolvarea parţială a lamelelor de cementită secundară şi obţinerea unei austenite neomogene în ceea ce priveşte concentraţia în carbon (ca urmare a unei durate de menţinere mai scurte). În acest caz cementita globulară se formează direct din austenita neomogenă prin mecanismul transformării perlitice anormale. În unele cazuri, de pildă la o dezoxidare insuficientă a oţelului şi în prezenţa impurităţilor, schimbându-se probabil energia superficială a limitelor interfazice austenită – ferită şi austenită – cementită, sau la răciri lente ale oţelurilor hipereutectoide şi a fontelor se formează structura degenerată, anormală a perlitei, care se caracterizează prin separări relativ grosolane de cementită în matricea de ferită. Structura anormală, respectiv perlita granulară se formează cu atât mai uşor cu cât suprarăcirea este mai mică. Menţinerea îndelungată la temperaturi sub Ac1, când austenitizarea s-a făcut la temperaturi nu prea înalte, sau încălzirea şi răcirea ciclică în intervalul de temperatură din apropierea lui Ac1 şi în sfârşit deformarea plastică în procesul transformării perlitice conduc şi ele la formarea aşa numitei perlite granulare cu particule globulare care se măresc prin coalescenţă. Această transformare, care nu are loc după mecanismul lamelar, este cunoscută sub denumirea de transformare perlitică anormală şi este întâlnită în cazul ciclului termic din figura 8.1C). Mecanismul formării perlitei globulare în cazul recoacerii cu încălzire la temperaturi cu puţin peste Ac1 se bazează pe faptul că particulele de cementită, nedizolvate la încălzire în microvolumele de austenită, cu concentraţie de carbon mai ridicată din cauza omogenizării incomplete, servesc ca centre de cristalizare pentru cementita separată la răcirea sub A 1 care primeşte în acest caz formă granulară. Dacă încălzirea se face mult mai sus ca Ac1 sau peste Accem, carburile se dizolvă în austenită, care se omogenizează şi la răcire se formează perlita lamelară. Temperatura reală sub A1 la care are loc transformarea perlitică anormală este foarte importantă pentru caracteristicile structurii obţinute. Cu cât mai apropiată este temperatura de transformare de A1 cu atât mai grosolană şi mai puţin dură va fi structura globulizată; cu cât va fi mai depărtată, structura va fi mai fină, cu mai multă perlită lamelară şi mai dură. Răcirea trebuie să fie lentă ca să se asigure descompunerea austenite în structura perlitico-cementitică anormală, sferoidizarea şi coagularea carburilor care trebuie să se petreacă la o temperatură nu cu mult sub A1 (620 – 6800 C). În continuare viteza de răcire este indiferentă. În cazul răcirii izoterme, viteza de răcire poate fi rapidă până la temperatura palierului izoterm (620 – 6800 C), menţinerea pe palier trebuie să fie suficientă pentru terminarea descompunerii austenitei

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE)

173

suprarăcite şi coagularea carburilor. Răcirea care urmează este indiferentă din punct de vedere al vitezei. Această variantă de recoacere este mai economică, având un ciclu termic mai scurt faţă de recoacerea cu încălzire sub A1. Pentru a reduce şi mai mult ciclul de tratament, uneori se înlocuieşte răcirea lentă printr-o menţinere izotermă în domeniul transformării perlitice (fig. 8.4). T [°C] A1

timp, [s] Fig. 8.4 Ciclul recoacerii izoterme

T e m p e ra tu ra , °C

Pentru aplicarea recoacerii izoterme este necesară cunoaşterea diagramei TTT izoterme. În figura 8.5 se prezintă două moduri de aplicare a recoacerii izoter-

Fig. 8.5 Recoacerea izoteremă: 1-menţinere din caldul deformării plastice; 2- menţinere după austenitizare prealabilă [4].

T im p u l

me. În primul caz (curba 1) se foloseşte temperatura de la prelucrarea la cald, piesele menţinându-se la temperatura de 600 – 700 0C până la

174

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

terminarea transformării (50 – 80 minute). În al doilea caz (curba 2) se face austenitizarea şi pe urmă piesele se răcesc brusc într-o baie de sare cu temperatura de 600 – 7000 C, se menţin 50 – 80 minute şi apoi se răcesc în aer. Pentru realizarea recoacerii izoterme trebuie să se stabilească următorii parametrii: temperatura de austenitizare, durata de menţinere la temperatura de austenitizare, viteza de răcire intermediară până la treapta izotermă, temperatura treptei izoterme, durata de menţinere la treapta izotermă. În cazul când piesa urmează să fie supusă la prelucrări complexe, care pentru fiecare operaţie ar necesita o anumită structură optimă (de exemplu pentru strunjire şi găurire, structura optimă este perlita globulară, iar pentru mortezare şi broşare – perlita lamelară), stabilirea parametrilor tehnologici de recoacere izotermă se va face ţinându-se seama de operaţiile de prelucrare care au o mai mare pondere ca productivitate şi calitatea de prelucrare. De remarcat că temperatura de austenitizare în cazul recoacerii izoterme, este în multe cazuri mai ridicată decât cea obişnuită de la normalizare. Duratele de menţinere în treapta izotermă sunt mai mari decât timpul rezultat din diagrama TTT, pentru ca în practică să existe siguranţa că transformarea se produce complet iar perlita formată se globulizează. Această acoperire este necesară ţinându-se seama că diagramele TTT diferă, în anumite limite, de la şarjă la şarjă, pentru aceeaşi marcă de oţel. De asemenea, diagrama TTT diferă, chiar pentru aceeaşi şarjă, în funcţie de temperatura de austenitizare şi de alţi factori. O linie tehnologică de recoacere izotermă se compune dintr-un cuptor cu gaz pentru încălzire şi menţinere la temperatura de austenitizare (figura 8.6), cu mers continuu, prevăzut cu mecanism de încărcare, de împingere prin cuptor şi transferare în camera de răcire a tăvilor cu piese; o cameră de răcire de la temperatura de austenitizare până la temperatura treptei izoterme (R), cu ventilator de recirculare; un cuptor cu gaz, pentru menţinere la treapta izotermă (M) cu ventilator de agitaţie; un mecanism de descărcare a pieselor pe un elevator, cu posibilitatea de răcire cu aer suflat. Elevatorul depune piesele pe vagonul de transport, iar tăvile goale sunt transportate la uşa de încărcare a cuptorului. O variantă de scurtare a duratei recoacerii de globulizare constă în a înlocui răcirea lentă cu mai multe pendulări de scurtă durată în jurul intervalului critic Ac1 – Ar1 (fig. 8.1C)). Această variantă poartă denumirea

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE)

175

de recoacere pendulară sau, mai recent, tratament termociclic. Metoda se aplică la produse subţiri, încălzite în cuptoare de dimensiuni mici, cu inerţie termică redusă, capabile să urmărească îndeaproape oscilaţiile de temperatură. La oţelurile aliate se poate utiliza pendularea simplă cu

Fig. 8.6 Reprezentarea schematică a unei linii de recoacere izotermă: A - camera de austenitizare; R - camera de răcire; M- camera de menţinere izotermă.

germinarea forţată a centrelor de globulizare, care constă din încălzirea la o temperatură ceva mai ridicată (840…850 0C), răcire lentă până la circa 600 0 C, reaustenitizare incompletă la 780…800 0C şi răcirea cu viteza de 10 – 20 0 C / h până la 600 0C şi apoi cu cuptorul. Structura globulară poate fi obţinută şi prin tratamentul termic de îmbunătăţire, care constă dintr-o călire la martensită urmată de de o revenire înaltă la perlită(fig. 8.1D)). De exemplu în cazul oţelului cu 12%Cr şi 2%C, călirea se face la 1050 ºC, iar revenirea la 700 ºC. Globulizarea perlitei lamelare se poate realiza şi prin deformare la rece prealabilă a lamelelor de cementită până la ruperea lor, urmată de recoacerea de recristalizare nefazică a oţelului la o temperatură sub A1. La recoacerea de recristalizare nefazică este transformată, prin recristalizare, numai masa de bază feritică ecruisată, în timp ce globulele mici de cementită nu sunt influenţate. Structura globulizată posedă cea mai scăzută duritate. Cu toate acestea ea nu reprezintă întotdeauna condiţia pentru cea mai bună aşchiabilitate. De pildă operaţii ca: frezarea, rabotarea, găurirea sau alezarea

176

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

nu decurg în cele mai bune condiţii la durităţi foarte scăzute ale oţelului. Oţelurile slab aliate posedă, în general, aşchiabilitate bună când structura este compusă din perlită globulară şi lamelară în părţi egale. În schimb, oţelurile cu un conţinut mai ridicat în elemente de aliere şi oţelurile cu peste 0,5 % C prezintă aşchiabilitate maximă la duritatea minimă (globulizare totală). În tabelul 8.2 se arată relaţia între prelucrabilitate şi forma perlitei. Tabelul 8.2. Relaţia între prelucrabilitate şi forma perlitei

Prelucrabilitate prin: Strunjire Tăiere Găurire 0,3 Globulară ▲▲ ▼▼ ▲ 0,5 Lamelară ▲ ▲▲ ▼▼ 0,5 Globulară ▲▲ ▲▲ ▲▲ 0,8 Lamelară ▲ ▼▼ ▼▼ ▲▲ Bună; ▲ Satisfăcătoare; ▼▼ Mediocră %C

Structura

Broşare ▼▼ ▲▲ ▲ ▼▼

Starea globulizată a structurii oţelurilor este în acelaşi timp o stare structurală de pornire avantajoasă pentru o călire ulterioară. O astfel de structură asigură la călirea ulterioară grăunţi mici, lărgeşte intervalul temperaturii de călire şi micşorează sensibilitatea la fisurare. Structura globulizată este esenţială în tratarea pieselor din oţeluri hipereutectoide pentru reducerea deformaţiilor şi micşorarea pericolului de fisurare. La aceste oţeluri este important şi gradul de fineţe al globulelor de carburi, atât în ce priveşte austenitizarea optimă (globulele trebuie să fie potrivit de mari pentru a nu fi dizolvate în totalitate), cât şi aşchiabilitatea maximă (globule mari). Pentru satisfacerea corespunzătoare a ambelor cerinţe trebuie făcut un compromis. Acesta se realizează la dimensiunea medie a granulelor de 0,003 mm sau la punctajul carburilor de 5 – 7 (STAS 7627 – 78).

BIBLIOGRAFIE 1. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 4/2 Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen Verlag Munchen Wien. 2. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6.

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE)

177

3. ECKSTEIN,H., J., -Technologie der Warmebehandlung von Stahl VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976 4. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Cluj, Editura Dacia, 1987.

Capitolul 9

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE

D im e n s iu n e a b lo c u rilo r In m o s a ic ş i u n g h iu l m a x im d e d e z o rie n ta re d in tre b lo c u ri

P ro p rie tă ţî fiz ic e ş i m e c a n ic e

Scopul recoacerii de recristalizare nefazică este de a elimina parţial fără a modifica natura fazelor sau total starea ecruisată a materialelor, urmărind fie readucerea materialului în starea plastică în vederea continuării deformării la rece, fie obţinerea unei anumite asociaţii între proprietăţile produselor fabricate din materialul deformat la rece (stare tare, semitare, moale).

U n g h iu l d e d e z o rie n ta re

D im e n s iu n e a b lo c u rilo r în m o z a ic

M ic ro s tru c tu ră

G ra d d e d e fo rm a re (h o -h ) / h o s a u (A o -A o ) / A o s a u A o / A

Fig. 9.1 Modificarea structurii şi proprietăţilor după ecruisare [1]

În urma ecruisării are loc un ansamblu de modificări structurale şi de proprietăţi (fig. 9.1). La nivelul structurii fine (reticulare) are loc creşterea densităţii de dislocaţii, micşorarea dimensiunii blocurilor în mozaic, creşterea unghiului de dezorientare dintre blocuri. La nivelul microstructurii are loc o rotire şi apoi o alungire a grăunţilor cristalini în direcţia deformării

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE

179

plastice. Efectele la scara structurii fine se produc cu intensitate mare la grade mici de deformare (10 – 20 %), pe când cele microscopice devin evidente la deformări mai accentuate. Schimbările de structură conduc la modificarea proprietăţilor: are loc creşterea durităţii, rezistenţei la rupere şi la curgere şi scăderea alungirii şi a gâtuirii. De exemplu la un oţel cu 0,3%C deformat cu un grad de ecruisare de 70% are loc o creştere a Rm de la 600 MPa la 1000 MPa în timp ce A scade de la 30% la 2%. Un material ecruisat devine fragil şi pentru a putea fi continuată deformarea la rece trebuie să se aplice recoacerea de recristalizare. Dacă de exemplu unui produs i se cere să fie deformat cu un grad de deformare de 60%, iar materialul din care este confecţionat se fisurează la grade de deformare mai mari de 20%, vor trebui executate două recoaceri de recristalizare intermediare în procesul fabricaţiei. Proprietăţile mecanice prezintă o importantă anizotropie, având valori maxime pe direcţia deformării principale şi minime pe direcţia transversală. La grade mari de deformare se produce şi texturarea materialului (orientarea preferenţială a planelor şi direcţiilor cristalografice – textură de laminare la rece, textură de trefilare). În urma ecruisării creşte starea de tensiuni, prin aceasta scăzând rapid rezistenţa la coroziune. În tehnică se utilizează creşterea limitei la curgere şi a rezistenţei la rupere la tracţiune, datorită ecruisării la tablele şi benzile laminate la rece, precum şi la sârmele trase. Materialul deformat plastic la rece are un potenţial energetic mai ridicat decât cea corespunzătoare materialului nedeformat. Astfel, va exista o tendinţă a materialului ecruisat de a se reîntoarce la starea nedefor- Fig. 9.2 Influenţa temperaturii asupra modificării proprietăţilor fizice, mată. mecanice şi structurale [1] La temperaturi scăzu-

180

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

te, inferioare sau puţin superioare celei ambiante, transformările structurale constau în recombinarea şi migrarea defectelor punctiforme, proces a cărei energie de activare este foarte mică. Dacă temperatura creşte, starea corespunzătoare deformării plastice la rece devine din ce în ce mai instabilă; materialul poate eventual să se înmoaie şi să revină la starea neecruisată. Efectele temperaturii asupra modificărilor structurale şi a proprietăţilor se prezintă în figura 9.2, de unde rezultă cele trei faze ale procesului: restaurarea, recristalizarea (primară sau faza de germinare) şi creşterea grăunţilor (recristalizarea secundară). În timpul restaurării se elimină distorsiunile şi tensiunile create de deformările plastice şi elastice în apropierea planelor de alunecare, de asemenea are loc anihilarea parţială a vacanţelor şi dislocaţiilor, rearanjarea lor la marginea grăunţilor, limitând blocurile cristaline cu mică dezorientare şi cvasi-perfecte (fenomenul de poligonizare, fig. 9.3) Modificările de proprietăţi care au loc în această fază

Fig. 9.3 Procesul de poligonizare: A- formarea dislocaţiilor în trepte şi a planurilor de alunecare înainte de poligonizare; B- formarea dislocaţiilor în trepte şi a planurilor de alunecare după poligonizare, a-dislocaţii în trepte; b- plane de alunecare [2]

nu sunt însoţite de transformări structurale observabile direct, de exemplu cu ajutorul microscopului, păstrându-se orientarea cristalelor. În această primă fază are loc o restabilire a proprietăţilor fizice ale materialului (cele sensibile defectelor punctiforme). Conductibilitatea electrică creşte rapid, rezistivitatea scade, tinzând către valoarea materialului recopt. Proprietăţile de rezistenţă care sunt determinate de către densitatea de dislocaţii nu sunt influenţate în cazul încălzirii la temperaturile de restaurare.

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE

181

Recristalizarea reprezintă procesul prin care se realizează înlocuirea structurii deformate plastic la rece, printr-o serie de grăunţi noi nedeformaţi. În această fază apar, deci, primele centre de recristalizare situate de obicei în locurile puternic deformate ale reţelei (fig. 9.4). Din aceste centre se dezvoltă, pe urmă, noi grăunţi cu reţeaua regulată şi echilibrată. Temperatura minimă la care grăunţii deformaţi plastic la rece încep să fie înlocuiţi de grăunţii noi mai poartă şi denumirea de prag de recristalizare (Tpr) şi poate fi determinată după formula: Tpr =   Ttop

(9.1)

în care:  este un coeficient de proporţionalitate, cuprins între 0,35 şi 0,55 ; Ttop – temperatura de topire,° K. Cinetica recristalizării poate fi urmărită pe curbele timp – temperatură – recristalizare TTR (fig. 9.5). Recristalizarea se pune uşor în evidenţă prin metode metalografice şi are drept efect o scădere a durităţii şi rezistenţei şi o creştere a plasticităţii. Densitatea de dislocaţii scade considerabil prin recristalizare şi toate efectele ecruisării sunt eliminate. Forţa motrice a transformării, atât la restaurare cât şi Fig. 9.4 Reprezentarea schematică a recristalizării primare: a) încela recristalizare este energia putul recristalizării; b) şi c) conînmagazinată prin deformare tinuarea recristalizării; d) strucplastică la rece. tu ra finală recristalizată [3] Încălzirea materialului format din noii grăunţi, din care a fost eliminat efectul deformării, la temperaturi mai mari decât cea necesară recristalizării determină o creştere progresivă a dimensiunii acestora. Această creştere prin care se

182

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Temperatura

micşorează suprafaţa totală limitelor grăunţilor determină micşorarea energiei libere a Sfârşitul recristalizării sistemului. Structura granulară rezultată prin recristalizarea secundară este cauzată de dizolvarea particulelor de faze care au rămas Începutul recristalizării la marginea grăunţilor, nedizolvate Timpul de menţinere (logaritmic) în timpul recristalizării primare. O altă cauză o poate constitui recristalizarea unui număr mic de Fig. 9.5 Diagramă izotermă TTR [4] grăunţi care fiind orientaţi diferit faţă de marea masă a grăunţilor au condiţii să recristalizeze diferit de aceştia şi astfel se ajunge la dimensiuni mult mai mari. Parametrii tehnologici. Temperatura finală (tf) până la care trebuie încălzite produsele la recoacerea de recristalizare se determină cu relaţia: tf = tpr + (130…2700 C)

(9.2)

Pentru fier, temperatura pragului de recristalizare este:

Tpr = 0,4  (1539 + 273) = 724 °K

(9.3.)

tpr = 724 – 273 = 450 0C

(9.4)

Astfel temperatura de recristalizare la oţeluri carbon şi slab aliate este cuprinsă între 580…720 0C (sub A1). Oţelurile înalt aliate, inoxidabile şi anticorozive au pragul de recristalizare mai ridicat, ceea ce determină alegerea unei temperaturi mai ridicate (750 – 850 0C pentru oţeluri feritice şi ferito-martensitice; 1050 – 1150 0C cu răcire în apă pentru cele austenitice). Temperatura finală aleasă va depinde de mărimea necesară a grăuntelui recristalizat şi de valorile caracteristicilor mecanice minime impuse. Temperatura de recristalizare se poate micşora prin mărirea duratei de menţinere. Factorul temperatură este deci, mult mai important decât timpul. Dublarea timpului de recoacere este aproximativ echivalentă cu creşterea temperaturii cu 10 0C.

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE

183

Atât la metale cât şi la aliaje temperatura pragului de recristalizare scade rapid cu creşterea gradului de deformare anterioară, devenind independentă de acest factor la grade de deformare de peste 20 – 30 % (fig. 9.6). Temperatura pragului de recristalizare depinde, de asemenea, şi de adaosurile în elemente de aliere, de structura iniţială şi de durata de menţinere. Adăugarea de elemente de aliere în soluţia solidă determină întotdeauna creşterea temperaturii de recristalizare. Cu cât grăuntele dinaintea deformării este mai mare, cu atât recristalizarea începe la o temperatură mai ridicată. Prelungirea duratei de menţinere poate să producă recristalizarea la temperaturi mai coborâte, apropiate de acelea la care se observă Fig.9.6 Influenţa gradului de deformare fenomenul de poligonizare şi asupra temperaturii de recristalizare relaxare. Regimul de încălzire folosit este cel cu temperatură constantă. Duratele de încălzire şi menţinere variază în limite largi, în funcţie de forma şi dimensiunea produselor, de modul de aşezare şi de utilajele folosite. Durata de transformare este în funcţie de temperatură. La temperaturi de recoacere mai ridicate durata este de 15 – 30 minute, iar la temperaturi mai scăzute de 1 – 2 ore. De exemplu, la oţelurile carbon durata se alege de 5 ore la 500 0C, 2 ore la 650 0C şi 0,5 ore la 700 0C. Viteza de răcire nu are importanţă decât din punct de vedere a tensiunilor interne, deoarece procesele de recristalizare au loc în cursul încălzirii şi menţinerii. Se preferă răcirea mai lentă la traversarea intervalului 650 – 400 0C, cu excepţia oţelurilor cu conţinut scăzut de carbon, la care poate să apară reţeaua de cementită secundară, care înrăutăţeşte deformabilitatea. Dimensiunea finală a grăunţilor depinde de: structura iniţială, compoziţia chimică, temperatura, starea de tensiuni, durata de menţinere şi gradul de deformare .

184

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Dacă structura iniţială este neuniformă (cristale mari şi mici) va rezulta o structură mai grosolană; în cazul structurii uniforme creşterea va fi mai mică. Dacă structura de pornire este fină temperatura este corespunzător mai mică. Piesele îmbunătăţite anterior pot fi recristalizate cu aproximativ 100 0C mai jos decât piesele supuse recoacerii. Efectele temperaturii, duratei şi gradului de deformare asupra mărimii grăuntelui pot fi urmărite în figura 9.7. Dacă gradul de deformare

Fig. 9.7 Dependenţa mărimii grăuntelui de : a) temperatură ; b) timp ; c)grad de deformare [5]

este mai mic decât gradul critic (cr) după recoacere nu are loc recristalizarea. La grade de deformare mai mari decât cr apare o recristalizare normală. Deformările care se găsesc în apropierea gradului critic de deformare produc un grăunte grosolan. Se pare că oţelu-

Fig. 9.8 Diagrama de recristalizare pentru aluminiu [3]

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE

185

rile bogat aliate, în special oţelurile austenitice şi perlitice, nu au un grad critic de deformare. La oţelurile carbon cu peste 0,3 % C aproape nu există pericolul formării unui grăunte grosolan prin tratament critic (deformare critică şi recoacere critică). La unele aliaje gradele critice apar şi la grade de deformare mici (5…10 %) şi la grade mari (70…90 %), mai ales la temperaturi ridicate (fig. 9.8). Dimensiunea finală a grăunţilor depinde în foarte mare măsură de gradul de deformare. Cu cât gradul de deformare este mai mare şi cu cât temperatura de recoacere este mai mică, cu atât dimensiunea grăuntelui recristalizat va fi mai mică. Interdependenţa dintre gradul de deformare, temperatură şi mărimea grăuntelui se poate urmări pe diagramele de recristalizare (fig. 9.9), care servesc pentru determinarea Fig. 9.9 Dependenţa mărimii grăunţilor de gradul de deformare condiţiilor de recoacere pentru a şi temperatură [5] se obţine o anumită mărime a grăunţilor. Aplicaţii: Recoacerea de recristalizare se aplică, de obicei, semifabricatelor sub formă de benzi, table, ţevi, bare şi sârme laminate, trase sau trefilate la rece, precum şi pieselor matriţate sau ambutisate la rece. În toate cazurile recoacerea de recristalizare se foloseşte ca recoacere intermediară între fazele de deformare sau ca recoacere finală. La viteze de încălzire foarte mari şi timpi de menţinere scurţi la temperaturi înalte se formează un mare număr de centre de recristalizare, creşterea grăunţilor este mică, iar dependenţa mărimii acestora de gradul de deformare devine neglijabilă. De fapt, recristalizarea cu viteze foarte mari de încălzire la temperaturi înalte nu mai este un tratament izoterm. În acest caz timpul şi temperatura trebuie corelate printr-o diagramă continuă de recristalizare. La recoacerea de recristalizare a oţelului în afară de recristalizarea feritei poate avea loc şi coagularea şi sferoidizarea cementitei. Aceasta ridică plasticitatea şi uşurează prelucrarea ulterioară prin deformare la rece.

186

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

În cazul produselor confecţionate din oţeluri cu conţinut scăzut de carbon, care sunt sensibile la grade critice de deformare (cr = 8 – 12 %) sau prezintă local grade de deformare diferite, nu se recomandă aplicarea recoacerii de recristalizare. Dacă s-ar aplica această recoacere ar avea loc o creştere exagerată a grăunţilor şi deci o scădere a proprietăţilor mecanice. În asemenea cazuri se aplică o recoacere de normalizare (fig. 9.10). F

Fig. 9.10. Pahar ambutisat la rece: A – zonă cu deformaţie mare, care se recoace local, B – zonă slab deformată la care se evită încălzirea la temperatură înaltă, deoarece grăunţii cresc prea mult [1]

Temperatura de recristalizare la oţeluri variază, cum s-a arătat, în limite largi, în funcţie de compoziţia chimică (% C, % elemente de aliere, % elemente însoţitoare) şi de gradul de deformare anterior. Temperaturile de recoacere de recristalizare foarte ridicate, deşi scurtează durata de încălzire şi menţinere, totuşi influenţează negativ rezultatele, ca urmare a obţinerii unui grăunte recristalizat grosolan. Granulaţia devine grosolană la temperaturi de recoacere de recristalizare de peste 7500 C şi are efecte negative asupra calităţii produselor, în special a celor de ambutisare adâncă. În acest caz apar o serie de defecte, cum sunt: aspectul rugos al suprafeţei produsului (coajă de portocală), încreţituri, falduri şi festoane (urechi), exfolieri (tablă dublă), crăpături. Faldurile şi festoanele apar ca urmare a texturii de recoacere, care constă în anizotropia caracteristicilor mecanice ale semifabricatelor: alungirea în direcţia laminării depăşeşte cu mult pe cea în direcţie transversală, ceea ce face ca marginile paharului ambutisat să fie denivelate. Pentru ca paharul să fie la aceeaşi înălţime este necesară o operaţie suplimentară de debitare (fig. 9.11). În cursul recoacerii de recristalizare a oţelurilor carbon şi slab aliate se obţine o structură globulară ca urmare a recristalizării feritei şi globuliză-

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE

187

rii cementitei.

Fig. 9.11 Modul de prelevare al epruvetelor (a), variaţia alungirii cu direcţia (b) la benzile de cupru recopt, cu textură de recristalizare şi produs ambutisat festonat (c) [1]

În figura 9.12 se arată curba de variaţie a deformării unei probe de

Fig. 9.12. Curba de variaţie a deformării probei din Al pur [6]

188

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Al pur, tip pană pentru tracţiune. Temperatura de recristalizare a fost 500ºC, menţinere 30 minute. Structura a fost pusă în evidenţă prin atac cu un reactiv 10%NaOH. Pentru recoacerea de recristalizare se folosesc, de obicei, cuptoare cu atmosferă controlată sau cu vid în care suprafaţa pieselor este protejată. Aceste cerinţe se impun îndeosebi la recoacerea sârmelor, tablelor şi benzilor. Cuptoarele tip clopot (fig. 9.13) pot funcţiona cu gaz protector sau cu vid (10-1 până la 10-3 torr). În figura 9.14 se prezintă schema unei instala-

Fig. 9.13 Cuptor tip clopot

Fig. 9.14 Schema unei instalaţii continue de recoacere de recristalizare

ţii continue de recoacere de recristalizare a sârmelor. În figura 9.15 se dă ciclul termic al recoacerii de recristalizare pentru benzile de oţel aşezate în rulouri.

Fig. 9.15 Ciclul termic al recoacerii de recristalizare

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE

189

BIBLIOGRAFIE 1. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Tehnică Bucureşti 1974. 2. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen Verlag Munchen Wien. 3. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6. 4. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura Dacia, Cluj-Napoca, 1987 5. ECKSTEIN,H., J., -Technologie der Warmebehandlung von Stahl VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976 6. SCHATT, W.,- Einfuung in die werkstoffwissenschaftVEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie – leipzig, 1983

Capitolul 10

RECOACEREA DE DETENSIONARE Scopul recoacerii de detensionare este de a reduce tensiunile remanente din produs, fără a modifica sensibil proprietăţile acestora. În urma micşorării tensiunilor remanente are loc o reducere la minim a deformaţiilor din timpul tratamentelor termice ulterioare şi după prelucrările prin aşchiere, eliminându-se astfel formarea fisurilor în cazurile extreme. Tensiunile remanente se formează cu ocazia diferitelor prelucrări: deformare plastică la cald, turnare, sudare, încălziri şi răciri neuniforme, tratamente termice, prelucrări mecanice cu îndepărtări masive de material, menţinerea în medii corozive, ş.a. Ele singure sau împreună cu tensiunile funcţionale din exploatare pot conduce la deformarea sau chiar ruperea pieselor în care acţionează. De aceea este indicat să se procedeze la reducerea lor imediat după ce apar. În ultimii 60 de ani concepţia de tensiuni remanente este privită diferenţiat, ca urmare a lucrărilor lui HEYN, care a arătat diferenţa dintre tensiunile remanente şi tensiunile elastice „ascunse”. Prin tensiuni remanente HEYN a înţeles acele tensiuni care, în urma înlăturării unei porţiuni din produs, dau naştere la modificări dimensionale în acesta, iar prin tensiuni elastice „ascunse” tensiunile care apar numai după solicitarea produsului în domeniul elastic şi care nu produc modificări ale dimensiunilor acestuia după înlăturarea unor porţiuni din produs. Prin tensiuni remanente înţelegem, în general, tensiunile dintr-un sistem mecanic închis, asupra căruia nu acţionează forţe sau momente exterioare. Forţele şi momentele interioare datorate tensiunilor remanente sunt echilibrate mecanic, deci suma forţelor şi momentelor este nulă. Tensiunile remanente sunt produse pe trei căi: - prin dilatarea sau contracţia neuniformă, ca urmare a diferenţelor de temperatură pe secţiunea sau volumul produsului (tensiuni termice); - prin modificările de volum specific în urma transformărilor structurale (tensiuni structurale); - prin acţiunea mecanică a procedeelor de prelucrare (tensiuni mecanice); Într-un produs, tensiunile remanente sunt introduse printr-una din căile arătate mai sus, sau prin combinarea lor. Astfel, în cazul aliajelor

RECOACEREA DE DETENSIONARE

191

T e n siu n e (σ y )

monofazice, lipsite de transformări structurale în timpul încălzirii şi răcirii apar tensiuni termice, dacă aliajul este deformat plastic la cald sau la rece apar şi tensiuni mecanice, iar în cazul aliajelor fier-carbon, în care apar şi transformări structurale, deformate şi tratate termic pot apare toate cele trei tipuri de tensiuni. În funcţie de domeniul de extindere tensiunile remanente se clasifică în: tensiuni de ordinul sau gradul I, II şi III (fig. 10.1). Tensiunile interne de I gradul I  R , numite şi tensiuni macroscopice, acţionează în volumul întregului produs sau în porţiuni macroscopice ale acestuia (mai mulţi grăunţi); în această categorie intră tensiunile termice, structurale şi mecanice. La o intervenţie din afară în echilibrul forţelor şi momentelor apar întotdeauna modificări dimensioL im ite le g ră u n ţilo r nale macroscopice. În figura 10.2 se arată Fig. 10.1. Clasificarea tensiunilor I II III variaţia tensiunilor termice la remanente  R ,  R ,  R răcire, iar în figura 10.3 modul de tensiuni remanente de formare a tensiunilor mecanice. ordinul I, II, III [ 5]

Fig. 10.2. Variaţia tensiunilor termice la răcirea unui material [5]

192

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE

Fig. 10.3 Deformare plastică: a) deformarea propriu zisă; b) distribuţia tensiunilor mecanice [3].

Tensiunile interne de gradul II  cuprind tensiunile termice care apar în materiale bifazice ca urmare a diferenţei dintre coeficienţii de dilatare a celor două faze (fig.10.4). Grăunţii de tip A au, în tot intervalul de temperatură considerat, un coeficient de dilatare termică (A) mai mare decât grăunţii de tip B (A  B). După răcire la temperatura T1  To, grăunţii de tip A se vor contracta mai mult decât cei de tip B. Deoarece trebuie să se păstreze coeziunea la limita dintre grăunţi, în direcţia longitudinală apar tensiuni de întindere în grăunţii A şi de compresiune în grăunţii B. De asemenea, tensiunile de gradul II includ şi tensiunile cauzate de diferenţa dintre limitele de curgere ale diferiţilor grăunţi (fig. 10.5). Din figura 10.5 se observă că limita de curgere a grăunţilor este diferită. Solicitarea unui astfel de agregat policristalin de către forţele exterioare P duce la apariţia primelor deformaţii plastice în cristalul cu cmin. La creşterea solicitării exterioare se vor deforma II R

Fig. 10.4. Tensiunile termice într-un material bifazic, cauzate de diferenţa coeficienţilor de dilatare ale celor două faze [5]

RECOACEREA DE DETENSIONARE

193

Fig. 10.5. Tensiunile termice într-un material bifazic, cauzate de diferenţa dintre limitele de curgere ale diferiţilor grăunţi [6].

plastic prima dată cristalele cu orientare favorabilă, apoi cele cu orientare mai puţin favorabilă şi în cele din urmă cristalul cu cea mai mare limită de curgere cmax. Pentru un anumit grad de deformare cristalul cu cmin va fi deformat mai puternic decât cel cu cmax. După îndepărtarea solicitării exterioare, cristalul cu cmin rămâne cu o stare de tensiuni de compresiune, iar cel cu cmax cu tensiuni de întindere. La intervenţia din afară în echilibrul tensiunilor de ordinul II pot apare modificări dimensionale macroscopice. Tensiunile de ordinul III (microtensiuni) apar la nivelul reţelei cristaline şi cuprind tensiunile create de: atomii de substituţie (Si, Mn, Ni, Cr şi Fe de exemplu), de atomii de interstiţie (C, N, B), dislocaţii, limite de grăunţi şi de particule precipitate într-o soluţie solidă (fig. 10.6). La intervenţia din afară, în echilibrul tensiunilor de ordinul III nu apar modificări dimensionale macroscopice. Din punct de vedere al direcţiei de acţiune, tensiunile pot să fie axiale, radiale sau tangenţiale (fig. 10.7). Fiecare dintre ele pot fi pozitive (de întindere) sau negative (de compresiune). Tensiunile remanente se manifestă prin deformarea elastică pe care ele o produc în volumele în care sunt prezente. Datorită acestui fapt mărimea lor poate fi determinată prin legea lui Hooke:

194

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE

Fig. 10.6 Cauzele apariţiei tensiunilor de ordinul III: a) 1-vacanţe, 2-atomi proprii interstiţiali, 3-atomii de substituţie străini, 4-atomi străini interstiţiali, b) dislocaţie; c) 1-strat de atomi străini monoatomic, 2-limită de grăunte cu unghi mare [6] su p ra fa ţă

m ie z

Fig. 10.7. Tensiunile de răcire la margine (R) şi în miezul (K) unui cilindru [6]: l – tensiuni longitudinale; r – tensiuni radiale; t – tensiuni tangenţiale.

195

RECOACEREA DE DETENSIONARE

rem = E · rem

(10.1)

în care: E este modulul de elasticitate longitudinal ; rem- deformaţia elastică remanentă relativă. Din acelaşi motiv tensiunile remanente nu pot depăşi ca mărime limita de curgere a materialului metalic: rem  c

(10.2)

deoarece la depăşirea acestei limite în produsul respectiv se produce o deformare plastică (permanentă), care relaxează (descarcă) surplusul de energie. Existenţa tensiunilor remanente în produs, constituie o încărcare prealabilă a acestuia şi are efecte negative sau pozitive asupra comportării lui tehnologice şi funcţionale (în exploatare). Starea de tensiuni rezultată (suma tensiunilor interne şi externe) este hotărâtoare pentru această comportare. În figura 10.8 se prezintă două exemple în care există aceeaşi +

σa

+

σa

1 3

3 Distanţa faţă de margine

Distanţa faţă de margine

-

a)

Fig. 10.8 Tensiunile rezultante (3)=(1)+(2): a) depăşesc rezistenţa admisibilă (σa); b) nu depăşesc rezistenţa admisibilă (σa) [7].

tensiune exterioară (dreapta 1) şi materialul are aceeaşi valoare a rezistenţei la temperatură ridicată (dreapta σa ), cu deosebire că tensiunile remanente sunt distribuite diferit. În exemplul a) tensiunile interne sunt maxime la suprafaţă şi scad rapid către centru. În exemplul b) tensiunile au valori mai scăzute la suprafaţă şi un gradient mai mic. Pentru ca produsul să reziste în condiţii optime în exploatare este necesar ca suma celor două tensiuni ((1) şi

196

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE

(2)) să nu depăşească nici într-un punct rezistenţa admisibilă a materialului. În exemplul a) această condiţie nu este respectată, la o anumită distanţă de la suprafaţă s-a depăşit valoarea rezistenţei admisibile, în acest loc apărând fisuri. În exemplul b) situaţia este favorabilă, nedepăşindu-se nicăieri valoarea tensiunii admisibile. Tensiunile remanente măresc sau scad rezistenţa la solicitările exterioare în funcţie de faptul că ele au sens opus sau analog cu cel al tensiunii aplicate. Din acest punct de vedere cele mai periculoase sunt tensiunile remanente de întindere, care micşorează atât rezistenţa la rupere prin tracţiune cât şi rezistenţa la oboseală. De exemplu dacă o fontă are rezistenţa la rupere de 26 daN/mm2 şi într-o zonă tensiuni de compresiune de 7daN/mm2, rezistenţa reală va fi de 26-7=19 daN/mm2. De aceea, pentru mărirea rezistenţei la oboseală se preferă introducerea intenţionată de tensiuni de compresiune în straturile exterioare ale pieselor în mişcare de rotaţie. O importanţă foarte mare au tensiunile interne la fabricarea pieselor şi sculelor de precizie. Orice modificare a stării de tensiune prin îndepărtarea de material, mai ales în cazul prelucrărilor nesimetrice, duce la modificarea formei şi dimensiunii produsului. În figura 10.9 se arată o piesă la care tensiunile interne σx şi 2σx sunt în echilibru înainte de prelucrare. În urma prelucrării eliminându-se o parte din exteriorul piesei, echilibrul este afectat datorită faptului că tensiunile de întindere le depăşesc pe cele de compresiune. Echilibrul se va restabili însă, cu preţul unei deformaţii. Prezenţa tensiunilor remanente este periculoasă la o serie de aliaje cum ar fi: alame, alame speciale, oţeluri inoxidabile, la care procesul de coroziune în prezenţa acestor tensiuni este mult intensificat. Unele proprietăţi fizice (permeabilitatea, forţa Fig. 10.9. Starea de tensiune la o piesă înainte coercitivă, conductibilitatea electrică) sunt de prelucrare (a): sensibil influenţate de starea de tensiuni. Din Σσ = 0 şi după această cauză unele produse confecţionate din prelucrare (b): materiale magnetice trebuie să fie supuse Σσ ≠ 0 . obligatoriu recoacerii de detensionare.

RECOACEREA DE DETENSIONARE

197

Tensiunile interne pot fi reduse, în principiu, prin înlocuirea deformaţiilor elastice remanente cu deformaţii plastice. Curgerea plastică necesară detensionării poate fi realizată pe mai multe căi. Două din acestea pot fi deduse din analiza relaţiilor 10.1 şi 10.2 din care rezultă că nivelul tensiunilor interne poate fi coborât dacă se micşorează modulul de elasticitate longitudinal E sau dacă se reduce valoarea limitei de curgere a materialului metalic. Modulul E poate fi micşorat prin încălzire, dar la răcirea ulterioară el va recăpăta valoarea iniţială, astfel încât detensionarea pe această cale este posibilă numai la cald. Limita de curgere poate fi, de asemenea, micşorată prin încălzire, tensiunile interne fiind obligate să scadă până la valoarea limitei de curgere la cald şi să rămână la această valoare scăzută şi după răcirea ulterioară la temperatura ambiantă. Mecanismul menţionat acţionează preponderent prin alunecări pe planele atomice situate în interiorul grăunţilor, respectiv prin curgere intragranulară, care se produce de la 150…2000 C şi are viteza maximă în intervalul 400…5000 C (fig. 10.10). A treia cale prin care se poate realiza detensionarea o constituie relaxarea tensiunilor prin fluaj, care reprezintă deformarea în timp a unui material sub acţiunea unei solicitări constante. El este o manifestare a comportării vâscoplastice a materialelor şi depinde semnificativ de temperatură. Dacă materialul este Fig. 10.10 Viteza şi limita de curîncălzit la o temperatură peste gere în funcţie de temperatemperatura de echicoeziune are loc o tură la un material metalic policristalin [1] curgere plastică intercristalină (alunecare pe limita de grăunte) cu o viteză sesizabilă în timp scurt. Temperatura de echicoeziune (Tech) corespunde acelei temperaturi la care, tensiunea critică de alunecare intergranulară devine mai mică decât cea de alunecare intragranulară (fig.10.11).

198

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE

La temperaturi scăzute, în jurul celei ambiante, tensiunile remanente se reduc prin procese de relaxare care necesită durate foarte lungi, de ordinul lunilor sau anilor. Fig. 10.11. Variaţia cu temperatura a tensiunii critice de alunecare intragranulară (mg) şi intergranulară (lg) şi determinarea temperaturii de echicoeziune (Tech) în cazul unui agregat policristalin [1].

Relaxarea tensiunilor este, în fapt, o deformare prin fluaj. La temperaturi joase predomină fluajul nestaţionar (tranzitoriu) care se realizează sub acţiunea unor procese fără difuzie, mai important fiind procesul de alunecare peste obstacole a dislocaţiilor elicoidale. La temperaturi mai înalte decât Ttop / 2 este predominant fluajul staţionar la care factorul determinant este căţărarea dislocaţiilor marginale, fluajul fiind controlat de procese de difuzie. Tensiunile rămase în urma acţiunii mecanismului de detensionare la nivelul limitei de curgere corespunzătoare temperaturii de recoacere, se vor reduce în timp datorită fenomenului de relaxare. Mărimea timpului necesar pentru reducerea tensiunilor la un anumit nivel va fi determinată de comportarea la fluaj a oţelului la temperatura respectivă. Procesul de relaxare a tensiunilor fiind influenţat de temperatură, timpul necesar reducerii la un anumit nivel a tensiunilor remanente poate fi scurtat prin mărirea temperaturii. Pentru a realiza o detensionare cât mai completă este necesar să se folosească ambele mecanisme de detensionare (scăderea limitei de curgere şi relaxarea prin fluaj), ceea ce necesită încălzirea peste temperatura de echicoeziune a oţelului (fig.10.12). Încălzirea sub temperatura critică Tcr din figura 10.13 produce detensionarea numai pe calea curgerii plastice prin difuziune, pe când încălzirea peste Tcr asigură acţiunea cumulată a ambelor mecanisme.

199

RECOACEREA DE DETENSIONARE

T e n siu n i, N /m m

Fig. 10.12 Tensiunile de alunecare inter şi intragranulară în funcţie de temperatura de alunecare [1]

D escărcarea ten siu n ilo r in tern e rem an en te p rin cu rg ere p lastică T e m p e ra tu ra , °C

Fig. 10.13. Explicaţia mecanismului de detensionare prin scăderea tensiunii critice de alunecare, prin încălzire sub nivelul componentei tangenţiale a tensiunilor interne remanente. [1]

Gradul de detensionare la o temperatură dată se determină din relaţia:

200

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE G det 

σ rem 0  σ remt σ rem 0

 100 

 σ remt σ rem 0

 100 ; [ % ]

(10.3.)

unde: σrem0 şi σremt sunt tensiunile remanente la începutul detensionării, respectiv după un moment oarecare t. În practică se realizează grade de detensionare de peste 50 %. Pentru a realiza un grad de detensionare cât mai avansat, într-un timp cât mai scurt este necesar să se folosească o temperatură cât mai înaltă. Temperatura de detensionare este însă limitată de o serie de factori ca: temperatura de transformare A1 pentru majoritatea oţelurilor, temperatura de revenire pentru oţelurile călite şi revenite, temperatura de oxidare intensă pentru recoacerea fără atmosferă protectoare. Cu cât mai scăzută se adoptă temperatura, cu atât trebuie să fie mai lung timpul de detensionare. Parametrii recoacerii de detensionare sunt: temperatura, durata, vitezele de încălzire şi răcire. Temperatura de încălzire este de 400…6500 C (fig. 10.14) deci, recoacerea de detensionare este un tratament subcritic, urmărind reducerea la minim a tensiunilor interne, fără să producă modificări de structură bazate pe transformarea polimorfică . Din această cauză temperatura maximă de detensionare a produselor de oţel este, teoretic, punctul critic A1. În unele cazuri, alte procese pot să limiteze temperatura de detensionare la valori mai mici. Astfel, la produsele deja degroşate şi care urmează a fi supuse prelucrării de finisare prin aşchiere, se recomandă să nu se depăşească temperatura de 450…5000 C, la care se poate forma un film aderent de oxid abraziv, care uzează sculele de finisare, iar la piesele şi construcţiile sudate nu trebuie să se depăşească nivelul de 6000 C, deoarece se pot produce fenomene de fragilizare sau chiar fisuri. Dacă produsul este deformat plastic la rece şi nu trebuie să se înmoaie prin detensionare, fiind necesar să rămână parţial ecruisat, temperatura de detensionare trebuie să fie inferioară aceleia de recristalizare nefazică. În general se poate spune că temperatura de încălzire (Tf) nu trebuie să depăşească anumite valori la care s-ar putea produce modificări nedorite ale caracteristicilor tehnologice şi de exploatare. Temperatura minimă de detensionare se alege în funcţie de gradul de detensionare dorit, depăşind , de regulă , valoarea de 4000 C (fig. 10.15).

201

RECOACEREA DE DETENSIONARE

Temperatura, °C

Fig. 10.14. Intervalele de temperaturi pentru principalele recoaceri aplicate oţelurilor carbon [8]

Durata, h Fig. 10.15. Schema ciclului de tratament termic al recoacerii de detensionare

202

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE

Recoaceri de detensionare la temperaturi sub 4000 C nu sunt indicate, deoarece la aceste temperaturi limita de curgere este încă ridicată pentru majoritatea oţelurilor. Temperatura de detensionare trebuie să fie întotdeauna deasupra temperaturii maxime de folosire a produselor. Cu cât este mai mică valoarea tensiunilor remanente admise într-un produs, cu atât se recomandă ca temperatura să fie mai mare pentru a avea o durată de menţinere optimă. Durata de menţinere este de 1…3 ore. Durata de egalizare termică se alege în funcţie de dimensiunea caracteristică a produsului (m = 2g; g – grosimea maximă de perete a piesei, mm). În general, detensionarea este rapidă şi practic proporţională cu nivelul tensiunilor iniţiale, la începutul perioadei de menţinere (1…2 ore), după care viteza de eliminare a tensiunilor interne scade rapid. Dacă este necesar să se coboare temperatura de detensionare, durata se prelungeşte în aşa fel încât parametrul de detensionare Pd definit prin relaţia: Pd = T(20+lg m) să aibă valoarea de cca. 16 000. Temperatura T se exprimă în °K, iar m în ore. Durata  are influenţă logaritmică asupra parametrului recoacerii de detensionare (Pd) care la rândul lui depinde de gradul de detensionare. După ce s-a produs egalizarea termică în toată masa nu sunt necesare menţineri cu durate mai mari de 2…3 ore, deoarece după acest timp nu se mai produce o micşorare sensibilă a tensiunilor. În figura 10.16 se arată relaţia între parametrul de detensionare şi

Fig. 10.16. Tensiuni remanente după detensionare la oţeluri microaliate cu granulaţie fină în funcţie de parametrul Hollomon [7]

203

RECOACEREA DE DETENSIONARE

gradul de detensionare. Viteza de încălzire. Încălzirea se face cu viteză mică pentru a se asigura scăderea limitei de curgere uniform pe toată secţiunea produsului. Valoarea vitezei de încălzire este de 10…1000 C / h, în funcţie de calitatea oţelului, de forma şi dimensiunile produsului. Vitezele reduse de încălzire sunt necesare, în special, până la 200 – 2500 C, când produsele sunt fragile. Se recomandă regimul de încălzire odată cu cuptorul în special la piese cu sensibilitate mare la fisurare. Viteza de răcire. Răcirea, de asemenea, trebuie realizată cu viteză redusă. Nerespectarea regimului de răcire nu numai că nu asigură eliminarea unui procent mare de tensiuni, dar poate să ducă la creşterea tensiunilor, cu toate că ceilalţi parametrii tehnologici au fost corecţi. În majoritatea cazurilor o răcire cu 50 – 1000 C / h asigură o micşorare corespunzătoare a tensiunilor interne. Pentru ţevi, table şi piese cu secţiunea transversală uniformă, răcirea se poate face în aer. Pentru piese cu forme complexe se recomandă răcirea în cuptor (fig. 10.17).

Fig. 10.17 Colivie cu grosimea de 0,2 mm din oţel de îmbunătăţire nealiat după călire şi detensionare: a) răcire în aer, foarte puternic deformat; b) răcirea în cuptor, deformaţii minime [7]

Aplicaţii. Produsele din oţel se supun detensionării după turnare, deformare plastică la cald şi la rece, sudare, prelucrări prin aşchiere (Tabelul 10.1). Detensionarea înainte şi după operaţiile de prelucrare prin aşchiere are rol preventiv, evitând deformările. Pericolul deformaţiilor după prelucrarea pieselor nedetensionate creşte cu creşterea cantităţii de material îndepărtat prin aşchiere, a gradului de schimbare a formei piesei (“golirii“ masive uniforme) şi cu precizia de prelucrare. Recoacerea de detensionare între degroşări şi prefinisări se face la 450 – 5500 C. Cu cât precizia piesei prelucrate creşte, cu atât finisarea se face din mai multe operaţii succesive cu recoaceri intermediare la temperaturi din ce în ce mai joase şi cu durate

204

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE Tabelul 10.1. Recoacerea de detensionare la produsele din oţel [1]

Prelucrarea anterioară

Turnare

Sudare

Forjare

Condiţiile recoacerii de detensionare Încălzire Menţinere Răcire Încălzire lentă până la 550-6500 C. Încălzire 1h/25 mm lentă până la de grosime Cu 0 600-800 C. maximă a cuptorul Încălzire secţiunii, până la lentă sau dar nu mai 200-3000C, rapidă până puţin de apoi în aer. la 650-7000 1h. C.

Prelucrarea ulterioară Prelucrări mecanice de degroşare ----

Prelucrări de degroşare Prelucrări de prefinisare sau finisare Finisare sau superfinisare

Degroşare prin aşchiere

400 – 5500 C

Finisare prin aşchiere

120 – 2000 C

2 – 48 h

Aer

350 – 4000 C

10 – 30 min.

Aer

----

150 – 2000 C

1–2h

Aer

Prelucrări de finisare

400 – 4500 C

1h/25 mm de grosime

Aer sau cuptor

Prelucrări de finisare

Deformare plastică la rece cu necesitatea păstrării parţiale a ecruisării Călire la martensită cu necesitatea păstrării durităţii ridicate Revenire cu răcire rapidă pentru evitarea fragilizării de revenire înaltă

din ce în ce mai lungi. De exemplu, pentru o placă de bază, care nu trebuie să se deformeze în timp mai mult de câţiva microni sau pentru scule de măsurare, se fac rectificări şi lepuiri succesive, cu recoaceri intermediare la 120 – 1500 C şi cu durate de 24 – 48 h. Se va evita intervalul 250 – 3500 C. Construcţiile sudate care, datorită dimensiunilor mari şi foarte mari, nu pot fi detensionate în instalaţii de tratament termic, se supun unui tratament termic care are ca scop crearea unor tensiuni în sens contrar celor rezultate prin sudură. Tratamentul termic constă într-o încălzire (cu flacără sau prin curenţi de inducţie) a zonelor din apropierea cusăturilor sudate, până la o temperatură de aproximativ 2000 C şi apoi urmează o răcire rapidă, astfel că prin acest tratament local nu se elimină tensiunile ci se realizează numai un echilibru al lor. Aplicarea recoacerii de detensionare înaintea călirii are ca efect micşorarea deformaţiilor şi a sensibilităţii la fisurare după călire. În general, pentru a

RECOACEREA DE DETENSIONARE

205

micşora deformaţiile după călire se execută o recoacere la 6500 C. În cazul pieselor la care nu se mai fac prelucrări mecanice după tratamentul termic se vor lua măsuri de protejare a lor împotriva oxidării şi decarburării, la recoacerea de detensionare efectuată la temperaturi de peste 5000 C şi la durate de menţinere mai lungi. În urma recoacerii de detensionare nu se pot obţine produse absolut fără tensiuni, din această cauză în literatură se foloseşte frecvent noţiunea de recoacere pentru micşorarea tensiunilor în locul celei utilizate până acum, de detensionare. În timpul recoacerii de detensionare nu au loc transformări fazice. Este indicat ca ea să se aplice, dacă este posibil, imediat după operaţiile care au dus la apariţia tensiunilor interne.

BIBLIOGRAFIE 1. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Tehnică Bucureşti 1974. 2.BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6. 3. DIETER,G., Metalurgie mecanică, Editura Tehnică, Bucureşti, 1970. 4.VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura Dacia, Cluj-Napoca, 1987. 5. VERMEŞAN, H., VERMEŞAN, G., Tensiuni termice şistructurale la răcirea pieselor cilindrice, în Tehnică şi inginerie, Editura Fundaţiei pentru Studii Europene, Cluj-Napoca, 2001. 6. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen Verlag Munchen Wien. 7. ECKSTEIN,H., J., -Technologie der Warmebehandlung von Stahl VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976. 8. ***Metallographie et Techniques d’Analyse, EDITION PYC LIVRES, PARIS, 1998, ISBN 2-911008-17-0.

Capitolul 11

CĂLIREA ÎN VOLUM

11.1 CONSIDERAŢII GENERALE Călirea în volum constă în încălzirea şi menţinerea produselor la temperaturi superioare punctelor critice ale oţelului, în aşa fel încât să se producă transformarea polimorfă    a ferului şi să se obţină austenită, care apoi să fie răcită cu viteză suficient de mare pentru ca transformarea inversă  să se producă fără difuzia fierului şi a carbonului, cel puţin parţial. În acest fel structura rezultată va fi martensita – în cazul absenţei totale a difuziei sau bainita când difuzia are loc parţial. În cele mai multe cazuri se urmăreşte obţinerea structurii martensitice. Călirea martensitică în volum (vr > vcr , fig. 11.1) are deci. scopul de a aduce piesele într-o stare structurală caracterizată prin prezenţa unui constituent dur şi în afară de echilibru – martensita – pe o adâncime cât mai mare şi a unor tensiuni interne astfel distribuite încât să evite fisurarea şi deformarea excesivă. Pentru a se obţine, după călire, structura martensitică, viteza de răcire trebuie să fie egală sau mai mare decât viteza critică. În cazul pieselor de dimensiuni mai mari, pentru a se căli în tot volumul, este necesar ca viteza de răcire, în centrul părţii celei mai groase a piesei, să fie mai mare sau egală cu viteza critică. Astfel, în figura 11.1b), se poate observa că piesa 1, a cărei viteză de răcire a centrului este mai mare decât viteza critică, se va căli la martensită în toată masa, iar piesa 2, care are viteza de răcire a centrului mai mică decât viteza critică, nu se va căli la martensită pe toată secţiunea ei. Călirea nu este un tratament termic final, după ea se aplică întotdeauna revenirea care are ca scop principal reducerea tensiunilor interne şi creşterea tenacităţii piesei. Scopul călirii şi revenirii aplicate oţelurilor de scule este de a mări duritatea, rezistenţa la uzură şi limita de rupere, iar în cazul oţelurilor de îmbunătăţire, de a mări rezistenţa ( Rm, Rp0,2 ), duritatea ( HB ) şi de a obţine o rezilienţă ( KCU ) ridicată.

CĂLIREA

207

În cazul când prin călire se urmăreşte obţinerea unei structuri martensitice în tot volumul produsului, tratamentul poartă denumirea de călire pătrunsă sau călire în volum, iar când se urmăreşte numai călirea straturilor superficiale se numeşte călire superficială. A1

T e m p e ra tu ra , °C

v cr

T im p u l (lg )

Fig. 11.1 Reprezentarea schematică diagramei TTT şi a vitezelor de răcire : a)viteza critică de răcire (vcr); b) vitezele de răcire ale suprafeţei şi centrului a două piese (v1, v2), care duc la formarea martensitei într-un oţel hipoeutectoid [1]

În funcţie de condiţiile de solicitare în care trebuie să funcţioneze piesele şi sculele în timpul exploatării, adică de caracteristicile de exploatare care trebuie asigurate materialului metalic, scopul aplicării celor două tipuri de călire martensitică este diferit.

11.2 Parametrii tehnologici Temperatura finală ( tf ) se alege, în primul rând, în funcţie de calitatea oţelului. În cazul oţelurilor carbon temperatura optimă de călire este cea indicată în figura 11.2 a) prin domeniul haşurat. Oţelurile hipoeutectoide sunt încălzite cu 30 – 500 C deasupra punctului Ac3, oţelurile eutectoide şi hipereutectoide sunt încălzite cu 30 – 500 C deasupra punctului Ac1, valorile minime fiind caracteristice pentru piese subţiri şi şarje mici, iar cele superioare pentru piese groase şi şarje mari. Pentru oţelurile care se pot căli şi în apă şi în ulei, temperatura de călire în ulei este cu 20 – 300 C mai mare decât cea pentru călirea în apă. Oţelurile aliate se călesc de la temperaturi mai ridicate. Oţelurile ledeburitice se călesc de la temperaturi cu 30…1000 C sub temperatura eutectică. Astfel, oţelurile rapide se călesc de la

208

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 11.2 Influenţa conţinutului de carbon asupra temperaturii şi rezultatelor călirii oţelurilor carbon [1]: a) temperatura optimă de călire; b) duritatea după călire ; c) cantitatea de austenită reziduală.

1200…1280 0C. Aceste temperaturi ridicate sunt necesare pentru dizolvarea unor cantităţi cât mai mari de carburi aliate. Regimul de încălzire este acela al încălzirii în cuptor cu temperatură constantă, aflat la temperatura de: tcuptor = tf + (10 ÷ 30) 0 C

(11.1)

În acest fel trebuie interpretate temperaturile de călire recomandate în SR (STAS), care sunt mai mari cu 40 – 700 C decât punctele critice ale mărcilor de oţel standardizate. Martensita obţinută în aceste condiţii de încălzire este fină şi relativ tenace, purtând denumire şi de hardenită.

CĂLIREA

209

Dacă se depăşeşte temperatura optimă de călire, cristalele de austenită cresc repede (fig. 3.8), iar cele de martensită, care se obţin la răcire, sunt corespunzător mai grosolane ( fenomenul de supraîncălzire ). Martensita grosolană este mult mai fragilă decât hardenita. În urma călirii cu supraîncălzire se măreşte cantitatea de austenită reziduală şi scade duritatea. Oţelurile călite, care conţin o cantitate mare de austenită reziduală, au tendinţa puternică de a-şi modifica dimensiunile, de aceea, înainte de prelucrarea de finisare, trebuie supuse ulterior călirii cu răcire sub 0 0C. Limita inferioară a intervalului temperaturii de călire este determinată, la oţelurile hipoeutectoide, de apariţia feritei. Un oţel călit din domeniul bifazic  +  al diagramei Fe – C conţine în structură, pe lângă martensită şi ferită ( subîncălzire ). Prezenţa feritei face ca duritatea să scadă şi, de asemenea, scade şi rezistenţa la solicitări ciclice. În urma călirii de la temperatura optimă, oţelurile hipereutectoide au în structură martensită şi carburi. Aceste carburi sunt mai dure decât martensita, sunt incluse în masa acesteia şi măresc rezistenţa la uzură în cazul oţelurilor hipereutectoide. Înainte de călire trebuie să se aplice recoacerea de înmuiere în vederea obţinerii cementitei globulare. Dacă un oţel hipereutectoid este călit fără ca în prealabil să fie normalizat şi recopt pentru înmuiere, cementita secundară se separă sub formă de reţea la limitele grăunţilor sau sub formă de filamente în interiorul acestora, oţelul devenind fragil. Dacă oţelurile hipereutectoide se călesc de la temperaturi deasupra punctului Accem ( domeniul austenitic ), carburile se dizolvă complet în austenită. Temperaturile înalte determină formarea unui grăunte grosolan de austenită, iar carbonul dizolvat stabilizează austenita. În urma răcirii rezultă o martensită cu ace foarte grosolane şi fragile, cu o cantitate ridicată de austenită reziduală, cea ce face ca duritatea să scadă. Duratele de încălzire ( î ) şi de egalizare ( eg ) depind, în primul rând, de grosimea produselor ( circa 1 min. / mm grosime a piesei ). Durata de transformare ( tr ) este relativ scurtă, fiind dependentă şi de temperatură. Această durată trebuie să asigure ca o cantitate suficientă de carbon să treacă în austenită. Numai carbonul dizolvat în austenită determină duritatea martensitei, nu şi carbonul care se găseşte în carburile nedizolvate. La încălzirea unui oţel carbon eutectoid la 7400 C, dizolvarea carburilor se termină după circa 5 ore, la 7600 C – după 15 minute, la 7800 C – după 5 minute şi la 8200 C – după un minut, fără însă ca repartizarea carbonului în austenită să fie uniformă. Duratele de menţinere pentru transformare prea mici duc la o dizolvare incompletă a carburilor, în felul acesta fiind favorizată transformarea în treapta perlitică, iar martensita nu

210

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

ajunge la duritatea maximă, datorită cantităţii mici de carbon dizolvate. La durate de menţinere prea lungi se formează o martensită grosolană şi rămâne o cantitate mare de austenită reziduală. Mediul de încălzire trebuie să asigure protecţia împotriva oxidării şi decarburării, altfel se modifică valoarea durităţii după călire. Variaţii ale conţinutului de carbon de la suprafaţă pot duce la duritate scăzută şi apariţia fisurilor după călire. De asemenea, suprafaţa pieselor trebuie protejată împotriva oxidării. Pentru încălzirea pieselor în vederea călirii se utilizează: cuptoare încălzite electric sau cu gaz; băi de săruri; atmosfere controlate (endoterme sau exoterme ); stratul fluidizat şi vidul ( presiunea 10-2 torr ). În cazul folosirii cuptoarelor fără atmosfere controlate se recomandă împachetarea produselor în cutii în prezenţa şpanului de fontă, cărbune de lemn, cocs, ş.a. Atmosferele controlate se aleg în funcţie de compoziţia chimică şi în primul rând în funcţie de conţinutul de carbon al oţelurilor călite. Băile de săruri asigură o protecţie corespunzătoare dacă, compoziţia lor este aleasă corect şi dacă li se face la timp dezoxidarea şi decarburarea. Încălzirea în vid asigură o protecţie foarte bună a suprafeţelor, fiind din ce în ce mai răspândită în practică (tehnologie ecologică). Viteza de răcire trebuie să asigure obţinerea unei structuri cu proporţie maximă de martensită şi să evite apariţia unor tensiuni interne prea mari, care ar provoca deformarea sau chiar fisurarea pieselor. Pentru a obţine o proporţie mare de martensită, mediul de răcire trebuie să fie suficient de energic pentru a conferi piesei o viteză de răcire superioară vitezei critice, capabilă să provoace transformarea austenitei în proporţia minimă necesară de martensită. Proporţia minimă de martensită depinde de condiţiile impuse pentru structura de revenire . Rezistenţa la oboseală scade rapid, odată cu scăderea proporţiei de martensită (fig. 11.3). Proporţia minimă de martensită trebuie să fie realizată în zona care este cel mai puternic solicitată. În cazul solicitărilor la tracţiune, la forfecare pură, etc., proporţia minimă de martensită este de 90 % şi trebuie să fie obţinută în centrul secţiunii produsului. În cazul solicitărilor la încovoiere, răsucire, flambaj proporţia minimă de martensită de 80 – 90 % trebuie să fie realizată în punctele situate, faţă de centrul secţiunii transversale, la 1/2 sau 3/4 din jumătatea grosimii piesei. Pentru obţinerea structurii martensitice este necesară realizarea unei viteze de răcire mari în intervalul de stabilitate minimă a austenitei (650 – 400 0C). În intervalul MS – MF răcirea este indicat să se facă cu viteza minim posibilă pentru a evita apariţia tensiunilor interne.

CĂLIREA

211

Fig. 11.3 Influenţa cantităţii de martensită de la călire asupra rezistenţei la oboseală după revenire la duritatea de 36 HRC [2].

Ca medii de călire, în funcţie de călibilitatea oţelului, cele mai obişnuite sunt: apa, soluţii apoase, uleiul mineral, sărurile şi metalele topite, aerul ( în cazul oţelurilor bogat aliate ), stratul fluidizat, mediile sintetice şi recent mediile gazoase (azot, argon, hidrogen ş.a.). Mediile de răcire lichide se împart în două mari categorii: - medii care îşi modifică starea de agregare în timpul răcirii piesei; - medii care nu îşi modifică starea de agregare în timpul răcirii piesei. Temperatura punctului de fierbere a mediului lichid stabileşte apartenenţa lui la una din aceste categorii. Dacă punctul de fierbere este sub temperatura iniţială a piesei, se produce fierberea locală a lichidului în apropierea suprafeţei corpului cald. Din prima categorie fac parte majoritatea mediilor de răcire lichide folosite în practica industrială, ca: apa, uleiul, motorina, diferite soluţii apoase, iar din a doua: sărurile, alcaliile şi metalele topite ( acestea au, în general, punctul de fierbere mai ridicat decât temperatura piesei la începutul răcirii ). Răcirea în mediile de răcire, din prima categorie, decurge cu viteză foarte diferită, în funcţie de temperatura piesei, viteză determinată de trei etape distincte de răcire: calefacţia, fierberea şi convecţia (fig. 11.4). Corespunzător acestor etape, coeficientul de transmitere a căldurii este foarte diferit. Astfel, în prima etapă, de calefacţie, în jurul piesei se formează o cămaşă de vapori termoizolantă, coeficientul de transmitere a căldurii este foarte mic, iar viteza de răcire foarte scăzută. În etapa a doua, de fierbere, cămaşa de vapori este deja destabilizată şi lichidul venit în

212

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

contact direct cu suprafaţa caldă fierbe intens în jurul piesei, cu degajare de bule, coeficientul de transmitere a căldurii este ridicat, iar viteza de răcire

Fig.11.4 Stadiile răcirii într-un mediu vaporizabil [12]

atinge valoarea maximă. Etapa a treia, de convecţie, începe când temperatura piesei ajunge sub temperatura de fierbere a lichidului; fierberea încetează, schimbul de căldură are loc prin convecţie, coeficientul de transfer a căldurii scade din nou, iar răcirea are loc cu viteză mică. Cu toate că începutul răcirii debutează cu viteză mică de răcire din cauza perioadei de calefacţie, totuşi viteza medie de răcire este foarte mare datorită transferului foarte intens de căldură din perioada de fierbere şi a duratei scurte de manifestare a calefacţiei. La mediile din această categorie, capacitatea de răcire poate fi ridicată mult prin intensificarea mişcării relative dintre mediu şi piesă (tab. 11.1), care dacă este puternică reduce durata perioadei de calefacţie prin destabilizarea mai rapidă a cămăşii de vapori din jurul piesei. Apa răceşte rapid în domeniul temperaturilor 650 – 5500C (avantaj), în schimb răceşte tot rapid şi în intervalul MS – MF ( dezavantaj ). Variaţia temperaturii apei influenţează numai asupra vitezei de răcire în intervalul 650 – 5500 C şi mai puţin în domeniul 300 – 2000 C. Apa caldă, la 50 – 600 C, răceşte în intervalul 650 – 5500 C la fel ca uleiul, în schimb în intervalul 300 – 2000 C viteza de răcire nu scade. Asupra capacităţii de răcire a apei influenţează, de asemenea, prezenţa diferitelor adaosuri solubile sau insolubile în apă. Prezenţa în apă doar a unor cantităţi mici de săruri solubile schimbă substanţial capacitatea ei de călire. Apa distilată sau de ploaie ră-

CĂLIREA

213

Tabelul 11.1 Valorile coeficientului H, în mm-1 pentru câteva medii de răcire clasice [3] Aer Agitare Ulei Apă Apă sărata liniştit

deloc

0,012

0,04

0,08

moderată

0,016

0,05

___

intensă

0,03

0,08

___

8·10-4

0,04 0,16 0,02 foarte intensă H= α/2λ, α – coeficientul de transfer termic între piesă şi mediul de răcire; λ – conductivitatea termică a materialului . ceşte de două ori mai încet în intervalul 650-5500 C decât apa de robinet. Prezenţa în apă a gazelor dizolvate înrăutăţeşte capacitatea ei de călire. Pentru a-i micşora capacitatea de călire apa se încălzeşte, se adaugă glicerină, silicat de sodiu sau alte substanţe. Apa luată din diferite surse are capacitatea de călire diferită. Capacitatea de călire a apei se ameliorează prin adăugare de clorură de sodiu, hidroxid de potasiu şi acid sulfuric . Uleiul răceşte mai încet de 3 – 4 ori în domeniul stabilităţii austenitei ( dezavantaj ) şi de aproximativ 10 ori mai încet în domeniul transformării martensitice ( avantaj ). Uleiul la temperatura de 2000 C căleşte la fel ca şi uleiul la temperatura de 150 – 2000 C. Neajunsurile pe care le prezintă uleiul sunt: a) pericol de explozie ( temperatura de aprindere este în funcţie de calitatea uleiului între 150 şi 3200 C ); b) necesitate înlocuirii lui după un anumit timp de funcţionare, deoarece îşi modifică vâscozitatea ( se îngroaşă ) şi îşi pierde capacitatea de răcire; c) aderă la suprafaţa pieselor, necesitând operaţii suplimentare de spălare ( spălarea de ulei se face în soluţie de 10 % Na2CO3 la temperatura de 80 – 900 C sau cu o soluţie de 3% NaOH); d) rezervă limitată. Răcirea în aer liniştit asigură o capacitate relativă de răcire, corespunzătoare lui H = 0,015 (Tab. 11.1); iar în cazul aerului suflat H = 0,10 – 0,15 dacă se alege în mod corespunzător debitul şi presiunea aerului (m = 150 – 250 kcal / m2hgrd. ).

214

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Răcirea în ceaţă este mai energică ( H = 0,2 – 0,3 ), deoarece în afară de căldura preluată de curentul de aer, o parte din căldura piesei se utilizează şi pentru evaporarea particulelor de apă în suspensie în acest curent. Ceaţa se produce cu ajutorul unor duze ( fig. 11.4 ). Intensitatea de aspersiune este reglată prin variaţia debitului de apă, a presiunii aerului şi a distanţei de la duze la suprafaţa supusă răcirii, iar durata de aspersiune de grosimea piesei

Fig. 11.4 Diuză pentru răcirea în ceaţă.

(tab. 11.2). Viteza de răcire depinde, la fel, de diametrul piesei . Răcirea în ceaţă se recomandă la călirea oţelurilor cu călibilitate bainitică, asigurânduse o viteză de răcire mare în domeniul bainitic ( aproximativ 500 0C ). Tabelul 11.2 Durata de aspersiune pentru piese cilindrice cu diametrul cuprins între 200 şi 1200 mm

D, mm Durata de aspersiune, h

200 0,2

400 0,5

500 0,8

600 1,2

800 2,0

1100 3,0

1200 4,5

11.3 Metode de călire După condiţiile de răcire se deosebesc următoarele metode de călire: călire obişnuită, călire întreruptă, călire în trepte, călire izotermă şi călire sub 00 C (tab. 11.3). a) Călirea obişnuită este cea mai răspândită metodă de călire. Ea constă în răcirea continuă a produsului într-un singur mediu de răcire care poate fi: apă, ulei, aer, alte gaze etc. Oţelurile carbon, care au viteza critică de călire mare, trebuie să fie răcite în apă. Răcirea în apă duce la apariţia unor tensiuni mari, care pot duce la deformarea sau fisurarea produselor; pericolul este cu atât mai mare

CĂLIREA

215

Tabelul 11.3 Clasificarea metodelor de călire după condiţiile de răcire Tipul călirii Călire simplă (călire întrun singur mediu de răcire) Călire întreruptă (călire în două medii)

Călirea în trepte (martempe ring)

Călirea izotermă

Călire sub 00 C (tratament termic sub 00 C, tratament criogenic)

Modul de realizare

Structura obţinută

Aplicaţii

Încălzire peste AC3 (la oţeluri hipoeutectoide) sau peste AC1 (la oţeluri hipereutectoide), menţinere şi răcire rapidă.

Martensită sau martensită + troostită la oţelurile hipoeutectoide. Martensită + carburi + austenită reziduală la oţelurile hipereutectoide.

Cea mai răspândită metodă de călire.

Martensită

Piese şi scule din oţeluri cu conţinut ridicat de carbon susceptibile la fisurare sau deformare.

Martensită sau martensită + carburi + austenită reziduală.

Piese şi scule susceptibile la deformare sau fisurare la călire.

Bainită superioară sau inferioară.

Piese şi scule cu secţiuni subţiri, din oţeluri aliate.

Martensită

Piese şi scule din oţeluri rapide, oţeluri pentru matriţe, oţeluri de cementare, oţeluri inoxidabile, martensitice, oţeluri maraging.

Încălzire ca la călirea simplă; răcirea în două medii de răcire: primul cu o viteză mai mare decât cea critică (apa), iar al doilea cu o viteză mai mică (ulei). Încălzire ca la călirea simplă; răcirea de la temperatura de austenitizare într-o baie având temperatura uşor superioară punctului MS sau între MS şi MF; menţinere la această temperatură pentru egalizarea temperaturii în toată masa piesei, fără să înceapă transformarea austenitei; răcirea până la temperatura ambiantă, când are loc transformarea martensitică în toată masa. Încălzire ca la călirea simplă; răcirea în medii cu temperatura corespunzătoare domeniului bainitic, menţinerea până la terminarea transformării izoterme a austenitei şi apoi răcire în aer.

Răcirea pieselor sau sculelor la temperaturi sub 0 0C (-20 0C.. ..190 0C).

216

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

cu cât produsele au forme complexe ( treceri bruşte de secţiuni ) şi dimensiuni mari. Din aceste cauze, călirea obişnuită, cu răcire în apă, se aplică produselor din oţel carbon de formă simplă ( cilindrice, prismatice ) şi de secţiuni mici ( 10 – 12 mm ). Produsele de dimensiuni mai mari şi de forme mai complexe care trebuie călite pe adâncimi mari, se confecţionează din oţeluri cu călibilitate mare şi se răcesc în ulei. Pentru produsele cărora li se impun condiţii foarte pretenţioase în privinţa deformărilor este necesar să se folosească oţeluri cu călibilitate foarte mare, în care martensita se poate forma chiar prin răcire în aer, tensiunile interne fiind minime. b) Călirea întreruptă constă în răcirea în două medii: întâi în apă, până la o temperatură mai mică decât a cotului perlitic, dar mai mare decât a punctului Ms, apoi în ulei sau chiar în aer, până la temperatura ambiantă (fig.11.6 b)) . Durata de menţinere în primul mediu, respectiv momentul

c) Fig. 11.6 Metode de călire [10]

CĂLIREA

217

trecerii la al doilea mediu de răcire trebuie stabilită riguros. Călirea întreruptă, pentru oţelurile carbon, se poate executa în două variante: apă – ulei (pentru grosimi de 10 – 15 mm), în soluţie apoasă de săruri (1 – 2 minute la 150 – 180 0C) – aer (pentru piese de forme complexe cu grosimi de 15 – 30 mm). Menţinerea în primul mediu trebuie să evite transformarea perlitică, fiind determinată de momentul în care piesele au ajuns în zona punctului Ms (200 – 250 0C). Această durată se determină direct (momentul în care încetează vibraţia cleştelui şi piesele s-au înnegrit). Ea este de 3 – 7 s (aproximativ 1 s / 5 mm grosime a piesei). c) Călirea în trepte ( martempering ) este o călire la martensită cu tensiuni interne reduse. Această metodă constă în răcirea pieselor în băi de săruri sau ulei, având temperatura cu 20 – 300 C peste punctul Ms, menţinere un timp suficient pentru egalizarea temperaturii în toată secţiunea, fără a începe transformarea izotermă a austenitei şi apoi răcirea în aer (fig.11.6 c)). Din figura 11.6 c) se observă că în toată secţiunea piesei se formează practic, aproape simultan, martensită, ceea ce reduce foarte mult deformaţiile şi sensibilitatea la fisurare. În timpul răcirii în baie, atât suprafaţa cât şi centrul piesei trebuie să “ocolească ” cotul perlitic sau bainitic al diagramei TTT. O variantă a călirii în trepte este reprezentată în figura 11.7 în care temperatura băii este inferioară punctului Ms. În acest caz are loc un început de transformare martensitică, iar după o menţinere de 5 – 15 minute ( pentru egalizarea temperaturii ) produsele se răcesc în aer liniştit sau ventilat pentru continuarea transformării martensitice.

Fig. 11.7 Schema călirii în trepte peste punctul MS în baie de sare ( linii pline ) sau sub punctul MS în baie de sare sau ulei cald (linii întrerupte); S –suprafaţă; C – centru; a) oţel cu călibilitate medie sau mare; b) oţel cu călibilitate mică [2].

218

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Din cele de mai sus rezultă că la călirea în trepte răcirea este întreruptă chiar deasupra punctului Ms, în unele cazuri chiar imediat sub Ms şi apoi produsele se răcesc la temperatura ambiantă. Această oprire a răcirii stabilizează austenita, determinând o scădere a temperaturii de transformare, rezultând o cantitate mai mare de austenită reziduală. Deci, la călirea în trepte va exista o cantitate mai mare de austenită reziduală decât la călirea continuă în ulei. Stabilizarea este atribuită dislocaţiilor. În urma călirii în trepte deformaţiile sunt foarte mici, se asigură obţinerea de produse cu un câmp de toleranţe mai restrânse, iar în unele cazuri se poate renunţa la dispozitivele de călire de care este nevoie în mod obişnuit la călirea continuă pentru a micşora deformaţiile, astfel se reduce preţul de cost al tratamentului. Mediile pentru călirea în trepte sunt: sărurile topite şi uleiurile. Sărurile topite se utilizează de la 2000 C până la 4000 C, iar uleiurile până la 2000 C. Cea mai utilizată sare are următoarea compoziţie: 50 – 60 % azotat de potasiu; 37 – 50 % azotit de sodiu. Amestecul se topeşte la aproximativ 1400 C şi poate fi folosit în intervalul 165 – 5300 C; practic nu se utilizează sub 1800 C. Capacitatea de răcire a unei băi de săruri la 2000 C este aproape identică cu cea a uleiului obişnuit de călire. Pentru a mări capacitatea de răcire a băilor de săruri se adaugă 0,5 – 2 % apă printr-o conductă de  6 – 7 mm în vârtejul de sare din jurul elicei de agitare. Apa se evaporă în mod continuu de la suprafaţa băii, de aceea este necesar să se adauge apă în mod periodic pentru a menţine concentraţia optimă. Concentraţia apei se stabileşte în funcţie de temperatura băii. În comparaţie cu uleiul, sărurile prezintă următoarele avantaje: vâscozitatea sării se modifică uşor la intervalele mari de temperatură; sarea îşi menţine stabilitatea chimică, astfel că pentru menţinerea volumului necesar se adaugă sare proaspătă echivalentă cu cea eliminată odată cu piesele; are un interval larg de temperatură; se spală uşor de pe piese cu ajutorul apei; durata de egalizare a temperaturii este mai mică. Dezavantajele sunt: temperatura minimă de lucru este de 1600 C; prezintă pericol de explozie, din această cauză interzicându-se folosirea pentru austenitizare a băilor pe bază de cianuri. Uleiurile utilizate pentru călirea în trepte trebuie să asigure temperaturi ridicate ( 2400 C ). În cazul utilizării la temperaturi de 100 – 2400 C, sunt necesare măsuri speciale. Atmosfera trebuie să fie protectoare ( reducătoare sau neutră ). Expunerea la aer, mai ales la temperaturi ridicate, duce la o oxidare puternică. Bazinele de călire trebuie prevăzute cu capace.

CĂLIREA

219

Pentru menţinerea curată a uleiului se folosesc diferite tipuri de filtre. Uleiurile se recirculă cu cel puţin 40 – 50 m / min. pentru a împrăştia vaporii formaţi în cursul răcirii. Avantajele uleiului: poate fi folosit la temperaturi mai joase; este mai uşor de lucrat cu ulei la temperatura ambiantă; cantitatea de ulei eliminată odată cu piesele este mai mică; uleiul este compatibil cu toate sărurile utilizate pentru austenitizare. Dezavantaje: uleiul este limitat la o temperatură maximă de 230 – 240 0C; se degradează mai repede, ceea ce necesită un control mai des; durata de egalizare a temperaturii este mai mare; prezintă pericol de explozie. În cazul utilizării băilor de săruri se impun următoarele măsuri de protecţia muncii: 1. Temperatura băii nu va depăşi 590 0C pentru a nu se produce explozie. Băile trebuie prevăzute cu limitatoare de temperatură. În caz de incendiu se vor folosi stingătoare cu CO2 şi nu se va utiliza apa. 2. Azotaţii şi azotiţii se descompun uşor la temperatură, eliberând oxigen, având un caracter oxidant pronunţat. Se interzice depozitarea de substanţe uşor oxidante şi inflamabile şi pătrunderea de carbon sau funingine în baia de săruri. 3. Mănuşile de protecţie se pot aprinde lângă baie, dacă sunt încărcate cu sare, de aceea ele trebuie curăţate permanent. 4. Cianurile şi băile pe bază de cianuri sunt incompatibile cu azotaţii şi azotiţii. 5. Sărurile pentru călire în trepte trebuie depozitate în cutii şi marcate ( de exemplu prin diferite culori sau cu etichete ), pentru a evita amestecarea cu alte săruri. La folosirea uleiurilor se impun următoarele măsuri: 1. Instalarea unui sistem de alarmă la aparatul de măsurat temperatura uleiului. Temperatura de lucru a uleiului trebuie să fie cu 10 0C mai mică decât temperatura de aprindere a uleiului. În acest fel se evită pericolul de aprindere şi explozie. 2. Pentru a înlătura posibilitatea de revărsare a uleiului datorită creşterii volumului în timpul încălzirii, se recomandă montarea de indicatoare de nivel şi un sistem de preaplin. 3. În cazul când baia de ulei este încălzită cu tuburi radiante este necesar un sistem de siguranţă pentru prevenirea aprinderii uleiului. 4. Un sistem de control a încălzirii uleiului în cazul când nu este agitat. 5. Măsuri speciale pentru stingere în caz de incendiu.

220

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Oţelurile utilizate pentru călirea în trepte sunt, în general, oţeluri aliate. De fapt, orice oţel care poate fi călit în ulei se poate supune călirii în trepte. Unele oţeluri carbon pot fi călite în trepte la 200 0C cu agitaţie puternică a mediului şi la dimensiuni ale pieselor mai mici de 4 mm. Dintre mărcile de oţeluri standardizate se recomandă următoarele: 65 Mn 10; 40 Cr 10; 50 VC 11; 33 MoCr 11; 41 MoCr 11; 41V MoCr 17. Rezultate bune se obţin şi cu oţelurile de carburare, după ce ele au fost carburate. Dintre mărcile trecute în normele SAE se recomandă: 1090; 4130; 4140; 4150; 4340; 4640; 5140; 6150; 8630; 8640; 8740; 8745; 3312; 4620; 5120; 8620; 9310; 410. Pentru stabilirea parametrilor tehnologici, de un real folos sunt diagramele TTT, de unde se poate stabili temperatura băii şi durata de menţinere pentru a evita transformarea izotermă a austenitei. Pentru a obţine rezultate optime la călirea în trepte se impun o serie de măsuri. Structura iniţială, care urmează să fie austenitizată, trebuie să fie cât mai uniformă. Operaţia de austenitizare trebuie să se facă în cuptoare cu atmosferă controlată sau în băi de săruri (45 – 55 % NaCl + 45 – 55 % KCl; ttop = 650 – 675 0C; temperatura de utilizare = 750 – 900 0C), deoarece structurile oxidate şi decarburate reduc schimbul de căldură între piesă şi baia de sare. În timpul călirii în trepte trebuie controlate: temperatura de austenitizare, temperatura băii de săruri, compoziţia băii, capacitatea de răcire a băii, conţinutul de apă, modul de agitare a băii, etc. În general, temperatura pentru austenitizare în cazul călirii în trepte este aceeaşi ca şi pentru austenitizarea la călirea în volum obişnuită. Oţelurile cu conţinut mediu de carbon sunt austenitizate la temperaturi puţin mai ridicate, în cazul călirii în trepte. La oţelurile pentru carburare se va utiliza temperatura minimă de austenitizare care asigură obţinerea proprietăţilor mecanice impuse. Dacă piesele au fost carburate sau carbonitrurate în băi care conţin cianuri, există două posibilităţi de lucru: a) – piesele se răcesc în aer, se spală de sare, se reîncălzesc pentru austenitizare într-o baie pe bază de cloruri şi apoi se răcesc în trepte; b) – piesele din baia pe bază de cianuri se introduc într-o baie care conţine sare neutră, se menţin la temperatura de austenitizare şi apoi se răcesc în trepte. În cazul b se controlează periodic concentraţia de cianură din baia neutră, care nu trebuie să depăşească concentraţia de 5 %. Temperatura băii de menţinere izotermă depinde de compoziţia oţelului, de temperatura de austenitizare şi de proprietăţile dorite. În general, ea se determină prin încercări experimentale, pornind de la valoarea

CĂLIREA

221

temperaturii punctului Ms din diagrama TTT. Timpul de menţinere în baie depinde de grosimea şi de forma piesei, de temperatură, gradul de agitare a mediului, de compoziţia oţelului ( diagrama TTT ). Durata de menţinere în baia de ulei este de 4 – 5 ori mai mare decât în baia de sare. De exemplu, pentru o bară cu un diametru de 25 mm este necesar un timp de 1,5 – 2 minute pentru egalizarea temperaturii într-o baie de sare cu temperatura de 200 0C şi mediu agitat, în cazul uleiului la 200 – 220 0C timpul este de 8 – 10 minute. Durata de egalizare în baia de sare poate fi micşorată cu 50% prin adaos de 1 – 2 % H2O. d) Călirea izotermă ( austempering ). Se execută conform figurii 11.6 d) Se observă că se face în condiţii oarecum asemănătoare călirii în trepte, dar cu menţineri numai deasupra punctului Ms, suficient de lungi pentru ca austenita să se transforme izoterm în bainită. În urma călirii izoterme se elimină aproape complet pericolul deformării sau fisurării, obţinându-se o structură omogenă în toată masa produselor. Călirea izotermă se aplică pieselor relativ subţiri, maxim 20 mm (tab. 11.4), cu scopul de a obţine durităţi ridicate ( 40 – 55 HRC ) asociate cu tenacitate şi elasticitate corespunzătoare. Călirea izotermă este specifică arcurilor, pieselor pentru maşini agricole, etc. Ea poate înlocui călirea şi revenirea medie. Proprietăţile obţinute după călirea izotermă şi călirea urmată de revenire sunt diferite. Pentru executarea practică a călirii izoterme este necesar să se cunoască: calitatea oţelului, temperatura transformării izoterme a austenitei, durata de menţinere în baie, compoziţia mediului de călire izotermă şi utilajele necesare. Călirea izotermă se aplică oţelurilor cu o perioadă de incubaţie (inc ) la cotul perlitic suficient de mare, de exemplu la oţelul 40 Cr 10 . Luând în considerare influenţa carbonului, manganului şi elementelor de aliere asupra cineticii descompunerii austenitei în intervalul perlitic se poate stabili următorul domeniu de aplicare a călirii izoterme: - oţeluri nealiate cu 0,50 – 1,00 % C şi minim 0,60 % Mn; - oţeluri cu peste 1,00 % C şi mai puţin de 0,60 % Mn; - oţeluri cu mai puţin de 0,50 % C dar peste 1,00 % Mn; - oţeluri slab aliate cu 0,3 – 0.40 % C. Dintre oţelurile standardizate în ţara noastră se pretează la astfel de căliri următoarele: - oţeluri de carburare: 18 MnCr 10; 20 TiMnCr 12; 13 CrNi 17; 13CrNi 30; 18 MoCrNi 13; 15 MoMnCr 12; 21 MoMnCr 12; 20 MoNi 35 ( tratamentul de călire izotermă se aplică după carburare).

222

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE Tabelul 11. 4 Aplicaţiile industriale ale călirii izoterme Marca

Denumirea piesei 1

AISI 2

STAS 3

Gros. max. a secţiunii mm 4

Masa piesei, kg 5

Temperatura băii, 0

C 6

Durata de menţinere

Duritatea

min. 7

HRC 8

Piese din oţeluri carbon Brăţară Braţ Arc Levier Placă Placă Bară Opritor Levier Eclisă de lanţ Piesă de legătură Capac Lamă Levier Brăţară Bară

1050 1050 1080 1065 1060 1050 1065 1065 1050 1050

OLC 50 OLC 50 OSC 8 OLC 65 OLC 60 OLC 50 OLC 65 OLC 65 OLC 50 OLC 50

0,76 0,76 0,79 1,01 0,8 1,01 1,01 1,21 1,27 1,50

1065

OLC 65

1070 1065 1075 1060 1090

Cheie tubulară Eclisă de lanţ Ax Cămaşă de cilindru Nicovală Lamă Ax

6150

Ax Roată dinţată

1,310-3 2,510-3 4,510-3

316 357 330 371 332 357 371 360 343 343

15 15 15 15 6 15 15 15 15 15

42 42 48 42 4550 42 42 45 4550 45

1,50

288

OSC 7 1,50 OLC 65 3,17 0,30 OSC 8 3,17 OLC 60 6,35 OSC 9 19,0 4,54 Piese din oţeluri aliate 50VCr11 0,056

316 316 385 310 371

60 15 5 25 69

50 50 3035 50 4550

366

288

327 260

45 14

48 40

0,341

371 371 371

30 15 45

37 45 40

0,114 0,908

385 304

15 30

3540 45

0,114

Cr-Ni-V 3140 4140

41CrNi12 41MoCr11

8640 4068 3140

41CrNi12

4140 6150

41MoCr11 50VCr11

3,178

Piese din oţeluri de carburare

CĂLIREA

223

Tabelul 11.4 (continuare) 1 Levier Ax Carcasă

2 1010 1117 8620

3 OLC 10

5 6,81

6 385 385 300

7 5 5 30

8 3035 3035 50

- oţeluri de îmbunătăţire: 40Cr10; 36MoCr10; 41MoCr11; 41MnCr11; 41MoCr17; 45CrNi12; 36MoCrNi10; 34MoCrNi15; 50VCr11. - oţeluri de scule: OSC 10; OSC 12 (grosimi maxime de 5 – 6 mm ), C 120; RUL 1; RUL 2. - oţeluri de arc: ARC 4; ARC 5; ARC 8 etc. Temperatura transformării izoterme a austenitei se alege în funcţie de proprietăţile pe care dorim să le obţinem, deoarece structura rezultată prin călire izotermă depinde în primul rând de temperatura la care se face menţinerea izotermă la răcire. Coborârea temperaturii duce la mărirea gradului de dispersie a particulelor de ferită şi de cementită şi ca urmare la creşterea durităţii. În general temperatura transformării izoterme se alege în intervalul 250 – 400 0C, adică în intervalul transformării bainitice, unde se obţine o duritate ridicată ( 40 – 50 HRC ). Dacă temperatura de menţinere izotermă este cu 20 – 100 0C superioară punctului Ms se obţine o structură formată din bainită inferioară, cu plasticitate şi tenacitate relativ mici, rezistenţă mare, tensiuni interne ridicate, în acest caz recomandându-se aplicarea revenirii pentru mărirea tenacităţii şi reducerea tensiunilor interne. Dacă temperatura de menţinere este cu 50 – 100 0C sub temperatura cotului perlitic se obţine o structură formată din bainită superioară, cu plasticitate şi tenacitate mari, rezistenţa mare, tensiuni şi deformaţii minime. Duritate obţinută este, de asemenea, ridicată. Menţinerea în mediul cald se poate face şi la o temperatură mai ridicată, până spre 550 – 6000 C, dar cu cât această temperatură este mai ridicată cu atât duritatea finală este mai redusă, structurile obţinute fiind troostita şi chiar sorbita. Durata de menţinere în mediul de călire izotermă este determinată de durata transformării austenitei la temperatura dată. Din această cauză este absolut necesar, pentru proiectarea unei tehnologii corecte, cunoaşterea diagramei TTT pentru răcire izotermă (diagramele izoaustenitice). Obişnuit, durata de menţinere în baie variază între 5 şi 45 de minute. Duratele mai

224

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

lungi nu au efecte negative asupra proprietăţilor, dar măresc în mod inutil costul tratamentului. Medii pentru călirea izotermă. Mediile calde folosite la călirea izotermă ( pentru bainită ) trebuie să aibă o capacitate de răcire suficient de mare, deoarece austenita introdusă în ele trebuie să ajungă repede la temperatura menţinerii izoterme, fără să intersecteze curbele de transformare ( prin aceasta să se transforme parţial în structuri perlitice ). De asemenea, ele trebuie să nu fie inflamabile, să nu se degradeze repede şi să nu fie otrăvitoare. Foarte mult se utilizează baia de sare formată din 50 – 60 % azotat de potasiu, 40 – 50 % azotit de sodiu şi 0 – 10 % azotat de sodiu. Acest amestec se topeşte la 1400 C şi se foloseşte pentru temperaturi cuprinse între 180 şi 5000 C. Capacitatea de răcire a acestei băi aflată la 2000 C este similară cu a uleiului de călire (adăugarea de 1 % apă măreşte şi mai mult capacitatea de răcire a sării). Utilajele de încălzire şi răcire sunt aceleaşi ca şi la călirea în trepte, cu excepţia băilor de menţinere izotermă, care sunt numai din săruri (se exclude uleiul). Aceste utilaje pot avea o funcţionare discontinuă sau continuă. Patentarea este un procedeu de călire izotermă la temperaturi situate în domeniul cotului perlitic, urmat de o trefilare cu grade mari de reducere (  = 60 – 80 % ). Este un tratament aplicat sârmelor din oţeluri cu 0,5 – 0,8 % C cu scopul dublu de a da o structură care să permită un număr cât mai mare de treceri prin filieră şi de a da produsului finit caracteristicile mecanice superioare (Rm=120-240 daN / mm2, Rp = 100 – 200 daN/mm2). După austenitizare sârma trece continuu printr-o baie de plumb, baie de săruri sau pat fluidizat, unde are loc o transformare aproape izotermă a austenitei într-o structură fină sorbitică, troostitică sau chiar bainitică superioară, în funcţie de temperatura băii izoterme. Austenitizarea sârmei se face în băi de săruri la o temperatură t şi o durată , dependente de diametrul sârmei ( d, în mm ) şi de procentul de carbon din oţel ( % C ): t = 900 + 10 · d – 50 · ( % C ), [0 C] τ 

t 30

 d , [s]

(11.2) (11.3)

Baia de răcire izotermă trebuie să aibă o temperatură cu atât mai coborâtă cu cât sârma este mai groasă şi mediul are o capacitate de absorbţie mai mică. Din această cauză băile de săruri se folosesc la temperaturi mai

CĂLIREA

225

scăzute decât băile de plumb. Durata de menţinere în baia izotermă creşte cu creşterea grosimii sârmei: izo = 15 + 10 · d , [s] (11.4) Avantajele patentării în pat fluidizat sunt: reducerea consumului de plumb sau de săruri, posibilitatea reglării coeficientului de cedare termică în limite largi ( 200 – 600 Kcal / m2 · h · grad ) prin schimbarea naturii particulelor, modificarea temperaturii cutiei de răcire şi a temperaturii aerului, posibilitatea utilizării atmosferelor controlate în locul aerului, creşterea diametrului sârmelor ce se pot patenta. Patentarea în pat fluidizat poate fi combinată cu răcirea după laminare, montând un sistem de prerăcire ( cu apă ) până la circa 900 0C şi apoi urmează instalaţia de patentare în flux continuu (fig. 11.8).

Fig. 11.8 Schema unei instalaţii de patentare directă în pat fluidizat[7]

e) Călirea sub 00 C constă în introducerea produselor, imediat după călire, într-un mediu cu temperatură de – (50 ÷ 200) 0C, menţinere în acest mediu un timp suficient pentru egalizarea temperaturii şi apoi scoaterea lor în aer. Menţineri mai îndelungate nu sunt necesare deoarece transformarea austenitei reziduale în martensită se produce în timpul răcirii, practic în mod instantaneu. Scopul tratamentului sub 00 C este mărirea cantităţii de martensită, creşterea durităţii, a rezistenţei la uzare şi oboseală, mărirea volumului, îmbunătăţirea proprietăţilor feromagnetice şi stabilizarea dimensiunilor. Duritatea poate să crească de la 1 – 2 unităţi HRC la 20 – 35 unităţi HRC. Toate aceste proprietăţi se obţin, în general, datorită transformării austenitei reziduale în martensită.

226

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

După tratamentul termic de călire, în majoritatea cazurilor, rămâne o anumită cantitate de austenită reziduală. Această austenită, în general, nu este dorită deoarece reduce duritatea. Prezenţa austenitei reziduale măreşte riscul de a se produce crăpături şi fisuri la prelucrările mecanice ulterioare ( rectificare, şlefuire, etc. ), la scule dă proprietăţi neuniforme de tăiere şi, de asemenea, creează o anumită instabilitate dimensională. Austenita reziduală este o structură metastabilă şi în timp se poate transforma, ducând la schimbarea proprietăţilor, de exemplu poate modifica mult proprietăţile magnetice şi alte proprietăţi. Sunt unele cazuri când, totuşi, ea este dorită în anumite cantităţi. Prezenţa austenitei poate compensa contracţia de volum apărută odată cu transformarea martensitei, întrucât la transformarea austenitei reziduale în martensită are loc o creştere de volum. Astfel, în cazul pieselor din C 120, când se urmăreşte ca dimensiunile după tratament să nu se modifice faţă de starea iniţială, se poate recurge la această posibilitate de transformare a austenitei reziduale în cantităţi dorite, în funcţie de dimensiuni. În unele cazuri speciale se tinde la un conţinut mare de austenită la oţelurile de scule bogate în carburi. O structură formată din austenită şi carburi poate fi corespunzătoare asigurându-se o creştere a rezistenţei la uzare. Pentru oţelurile rezistente la coroziune, precum şi pentru oţelurile refractare se tinde să se obţină la temperatura camerei o structură austenitică sau austenită şi carburi. Pentru transformarea austenitei reziduale în martensită se poate recurge fie la o revenire la temperaturi peste 200 0C, fie la aplicarea unui tratament termic sub 0 0C. La oţelurile carbon de scule, la oţelurile carburate, la oţelurile de rulmenţi pentru obţinerea proprietăţilor cerute se aplică o revenire joasă ( sub 200 0C ). Înseamnă că la această grupă de oţeluri nu se poate recurge la o revenire peste 200 0C în vederea transformării austenitei reziduale, deoarece o revenire peste 180 0C ar duce la scăderea durităţii. Acest neajuns se manifestă mai ales în cazul când s-a efectuat o austenitizare la temperaturi ridicate ( supraîncălzire ) şi când rezultă o cantitate mai mare de austenită reziduală. Aplicarea revenirii pentru transformarea austenitei reziduale în martensită se face, în special, la sculele din oţeluri rapide, însă şi în aceste cazuri trebuie efectuate mai multe reveniri ( chiar cinci ). În această variantă ciclul de tratament termic este mai lung, putându-se ajunge până la 5 – 6 ore. Aplicarea tratamentului sub 0 0C pentru transformarea austenitei reziduale în martensită este o metodă care oferă multe avantaje şi poate fi

CĂLIREA

227

aplicată la majoritatea oţelurilor călibile, ducând la ameliorarea proprietăţilor materialelor tratate. Tratamentul la temperaturi sub 00 C este raţional să fie aplicat la oţeluri carbon care conţin peste 0,6 % C, pentru oţelurile aliate conţinutul de carbon este mai mic; adică la oţeluri la care punctul MS se află sub 00 C. După tratamentul sub 00 C se aplică întotdeauna o revenire pentru a asigura reducerea tensiunilor şi a obţine o martensită de revenire. Temperatura de răcire sub 00 C este determinată de poziţia punctului MF, răcirea la temperaturi sub MF nu măreşte cantitatea de martensită şi de aceea unele lucrări de specialitate nu recomandă răcirea la temperaturi sub MF . În ultimii ani se aplică, însă, tratamente la temperaturi foarte scăzute (- 196  - 200 0C) aşa numitele tratamente criogenice prin care s-au obţinut unele proprietăţi deosebite.

11. 4 Călibilitatea Călibilitatea este o caracteristică tehnologică a materialului şi cuprinde două aspecte: - adâncimea de pătrundere a călirii; - duritatea maximă a structurii de călire alcătuită numai din martensită. Duritatea maximă care se poate obţine după călire, numită în literatură şi capacitatea de călire, depinde în primul rând de conţinutul de carbon (vezi fig. 11.2) şi mai ales de cantitatea de carbon pusă realmente în soluţie la austenitizare şi reţinută în martensită în cursul răcirii. Elementele de aliere intervin foarte puţin în modificarea durităţii maxime după călire. Ele influenţează asupra acestei durităţi maxime în toate cazurile când au tendinţa de a forma carburi (Cr, W, V, Mo, etc.) mai dure decât cementita oţelurilor hipereutectoide. Adâncimea de pătrundere a călirii corespunde grosimii stratului călit, măsurată de la suprafaţa piesei spre miez până la o anumită valoare a durităţii. La oţelurile de scule se consideră ca zonă călită, zona martensitică ( cu o anumită cantitate de austenită reziduală ). În cazul oţelurilor de îmbunătăţire adâncimea de pătrundere se consideră până la duritatea zonei semimartensitice, adică formată din 50 % martensită şi 50 % troostită (fig.11.9). Adâncimea de călire corespunzătoare structurii martensitice sau semimartensitice este determinată de viteza medie reală de răcire (vmr) şi de

228

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

D u ritatea, H R C

viteza critică superioară ( vcs sau v100M ) respectiv viteza critică medie ( vcm sau v50M ) a oţelului în cauză. Viteza medie reală se calculează pentru partea superioară a curbei reale de răcire, până aproximativ la 400…5000 C. În porţiunile în care vmr  vCS rezultă o structură martensitică, iar unde vmr = vcm se obţine o structură semimartensitică.

H R C crit.1 0 0 % H R C crit.5 0 %

Fig. 11.9 Repartizarea durităţii şi structurii într-o piesă cilindrică: h – adâncimea de călire; D – diametrul piesei; Dm – diametrul miezului necălit [7].

A d ân cim ea d e călire d e la su p rafaţă, m m

Viteza reală de răcire depinde de grosimea produsului şi capacitatea de răcire a mediului de călire ( natura mediului de călire, temperatura şi gradul de agitare). Viteza reală de răcire este cu atât mai mică cu cât grosimea piesei este mai mare şi cu cât capacitatea de răcire a mediului este mai mică. Adâncimea de călire se poate exprima deci, cantitativ şi prin viteza critică de călire. Viteza critică de călire este cea mai mică viteză de răcire la care austenita se transformă numai în martensită respectiv semimartensită (fig. 11.1). Viteza critică de călire exprimă stabilitatea austenitei la transformare în timpul răcirii şi este proporţională cu perioada minimă de incubaţie, adică perioada de stabilitate înaintea transformării perlitice: vc 

A1  t m 1, 5   m

(11.5)

în care: A1 este temperatura punctului critic; tm - temperatura stabilităţii minime a austenitei ce corespunde vitezei critice; m - durata de stabilitate minimă a austenitei din diagrama TTT la răcire izotermă; 1,5 - mărirea duratei corespunzător transformării continue.

CĂLIREA

229

Viteza critică de călire este cu atât mai mică cu cât stabilitatea austenitei este mai mare. Legătura dintre viteza critică de călire şi adâncimea de pătrundere a călirii se face măsurând distanţa de la suprafaţă până la punctul care se răceşte la o viteză egală cu viteza critică de călire (fig. 11.10).

Fig. 11.10 Relaţia dintre adâncimea de călire şi viteza critică de călire: a, a' – adâncimi de călire; vc’, vc’’, vc’’’ – diferite valori ale vitezei critice de călire [8].

Viteza critică de călire este o caracteristică tehnologică a materialului; fiind o constantă a materialului se reprezintă printr-o orizontală ( vc’, vc’’, vc’’’ ), se exprimă printr-o valoare numerică 0C/s independentă de forma şi dimensiunile produsului şi de mediul de călire. Viteza critică de călire depinde de: compoziţia chimică ( % C, % E.A. ), puritatea ( proporţia de impurităţi nemetalice ) şi mărimea grăuntelui de austenită. Influenţa conţinutului de carbon asupra vitezei critice de călire rezultă din figura 11.11. La călirea completă peste Acem cementita a fost complet dizolvată în austenită, nefiind centre de cristalizare, austenita este stabilă, viteza critică scade. La călirea între A1 şi Acem ( cazul practic pentru oţelurile hipereutectoide ) austenita şi cementita rămase nedizolvate, constituie germeni de cristalizare perlitică, austenita devine mai instabilă, viteza critică de călire creşte. Viteza critică scade cu creşterea conţinutului elementelor dizolvate în austenită (cu excepţia cobaltului şi a aluminiului) şi cu creşterea grăunte-

230

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

V iteza critică d e răcire, °C /s

lui austenitic. În mod practic, în oţelurile nealiate, atât granulaţia austenitei, cât şi conţinutul de elemente de adaos ( Mn, Si, S, P ) variază de la şarjă la

Fig. 11.11 Banda de valori reprezentând dependenţa vitezei critice de călire de conţinutul de carbon [7].

C o n ţin u tu l d e c a rb o n , %

şarjă, dependenţa vitezei critice de călire de conţinutul de carbon este descrisă nu de o curbă de valoare singulară, ci de o bandă de valori (fig.11.11). 11.4.1 Factori care influenţează călibilitatea

M ă rim ea g ră u n telu i ASTM

D iam etru l critic id eal D  , m m

Adâncimea de pătrundere a călirii depinde de următorii factori: a) Compoziţia chimică a oţelului, care poate fi considerată drept factorul primordial. În figura 11.12. se arată efectul conţinutului de carbon

Fig.11.12 Dependenţa diametrului critic ideal Dc de conţinutul de carbon şi de granulaţia austenitică.[7]

C o n ţin u tu l în c a rb o n , %

CĂLIREA

231

şi a mărimii grăuntelui austenitic (punctajul după ASTM) asupra diametrului critic ideal D. Prin diametrul critic ideal se înţelege diametrul secţiunii maxime a unei piese cilindrice, care se căleşte complet într-un mediu de răcire ideal ( H =  ). Mediul de răcire ideal absoarbe căldura cu o viteză infinit de mare ( coeficientul de transfer termic între oţel şi mediu este infinit:  = ; H =

α 2λ

  ). Elementele de aliere măresc adâncimea de

pătrundere a călirii numai atunci când sunt trecute în soluţie la austenitizare, când se găsesc sub formă de carburi nedizolvate nu duc la creşterea adâncimii de călire (cu excepţia Co). Dependenţa diametrului critic ideal D∞, al aliajelor Fe – C şi al oţelurilor aliate cu Mn, Si, Cr, Mo, Ni, Cu, S, de compoziţia chimică, este dată de relaţia: DEA∞ = DC∞ ·fMn· fSi · fCr · fNi · fCu · fS , mm

(11.6)

D u r ita te a H R C

b) Mărimea grăuntelui austenitic. Cu cât granulaţia este mai mare (punctajul mai mic) cu atât şi viteza critică este mai mică . La oţelurile cu granulaţie fină viteza de transformare este mai mare decât la cele cu granulaţie grosolană, deoarece centrele secundare de cristalizare, care se formează la limitele dintre grăunţi sunt în număr mai mare. c) Temperatura de austenitizare. Cu cât este mai ridicată temperatura cu atât austenita este mai omogenă chimic şi mai stabilă, grăunţii mai mari şi deci adâncimea mai mare (fig. 11.13). În acelaşi sens influenţează şi mărirea duratei de menţinere peste valoarea optimă.

Fig. 11.13 Influenţa temperaturii de călire asupra călibilităţii pentru un oţel hipoeutectoid [7].

232

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

d) Parametrii şi particularităţile proceselor tehnologice de elaborare, deformare plastică şi tratament termic. În figura 11.14 se arată adâncimea de călire a unor bare de  = 6,3 mm dintr-un oţel calmat cu 0,025 % Al (I) şi unul necalmat (II). Segregaţiile care există în oţeluri şi care sunt cu atât mai importante cu cât lingourile sunt mai mari, pot să influenţeze adâncimea de călire. Din această cauză condiţiile de prelevare a epruvetelor trebuie să fie bine definite.

Fig.11.14 Adâncimea de călire în bare de  6,3 mm din oţel calmat cu 0,025 % Al ( I ) şi necalmat ( II ) [7].

D u ritatea, H V

e) Forma şi dimensiunile piesei. Dacă se răceşte o piesă, de exemplu de = 25  100 mm, legea răcirii în centrul secţiunii circulare, nu va fi la fel ca într-o piesă de aceeaşi greutate, dar cu diametru mai mare, cum ar fi o bară de  = 85  85 mm. f) Adâncimea de pătrundere a călirii mai depinde şi de alţi factori, cum ar fi: structura iniţială (structurile lamelare dau o adâncime de călire mai mare decât structurile globulare), mediul de răcire, de mişcarea relativă dintre mediul de răcire şi piesă (fig. 11.15), etc.

D istan ţa d e la cen tru , m m

Fig. 11.15 Influenţa agitării uleiului asupra adâncimii de pătrundere a călirii ( curbele în U ) [7].

CĂLIREA

233

11. 4. 2 Metode pentru determinarea călibilităţii Pentru determinarea călibilităţii există mai multe metode. a) Metoda determinării directe. Se determină direct adâncimea de călire prin măsurarea durităţii în secţiunea transversala a unei epruvete cilindrice sau prin măsurarea adâncimii pe cale metalografică. În primul caz, dintr-o bară ( cu diametrul apropiat de cel al piesei) se confecţionează o epruvetă cu lungimea L>4D şi se căleşte într-un mediu de răcire stabilit; se decupează un disc din mijlocul ei şi se măsoară duritatea de la suprafaţă către miez. Cunoscând duritatea zonei martensitice sau semimartensitice, se poate obţine adâncimea de călire, măsurată în mm sau exprimată indirect prin raportul Dn / D (Dn – diametrul necălit, D – diametrul epruvetei). Pe discul tăiat din bară se poate executa o probă metalografică, cercetându-se structura şi măsurând, cu ajutorul ocularului micrometric, adâncimea de călire. b) Metoda rupturii. Este o metodă mai puţin precisă. Se aplică, în special, oţelurilor de scule. Se confecţionează epruvete cu secţiunea de 20  20 mm, se călesc şi apoi se rup. Zona călită ( structură martensitică ) se recunoaşte uşor cu ochiul liber, deoarece are o structură fină, catifelată şi mată, zona necălită are o structură grosolană, de obicei argintie, contrastând puternic cu zona călită. Pentru obţinerea unui contrast mai puternic epruvetele sunt tratate cu o soluţie apoasă de 50 % HCl încălzită la 800 C. În urma atacului zona călită se colorează. c) Metoda diametrului critic. Diametrul critic real de călire Do este diametrul secţiunii maxime a unei epruvete cilindrice care se căleşte complet în urma unei tehnologii de călire determinate. Determinarea valorii diametrului critic real se face utilizând epruvete din acelaşi material, de diametre diferite care sunt călite în aceleaşi condiţii. După călire epruvetele sunt rupte şi cu una din metodele de mai sus se stabileşte zona călită. Diametrul epruvetei care s-a călit inclusiv în centru, va fi D0. d) Metoda răcirii frontale (metoda Jominy). Această metodă a fost propusă în anul 1938 de W. E. Jominy şi Boegehold ( S. U. A.). Este metoda cea mai utilizată, standardizată în majoritatea ţărilor. În România, această metodă este standardizată în STAS 4930 – 80, referinduse la oţelurile carbon şi aliate. Nu permite aprecierea călibilităţii în cazul oţelurilor care se călesc în aer şi a oţelurilor care au o călibilitate foarte mică. Determinarea călibilităţii constă în: - încălzirea probei la o temperatură dată, cu o anumită durată de menţinere;

234

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

răcirea probei, la unul din capete, cu un jet de apă, în anumite condiţii bine determinate; - măsurarea durităţii care se face de la capătul răcit de-a lungul generatoarei şi construirea curbei de variaţie a durităţii în funcţie de distanţa de la capătul răcit ( curba de călibilitate ). Pentru determinarea călibilităţii se foloseşte epruveta de forma şi dimensiunile din figura 11.15. Epruveta se va preleva în sens longitudinal din semifabricate sau bare. În scopul prelucrării epruvetelor din probe cu diametrul de: - 32 mm, se vor utiliza epruvete cu flanşe (fig. 11.16 a)); - 28 mm, se vor utiliza epruvete cu cap de prindere filetat (fig. 11.16 b)) sau cu cap de prindere nituit (fig. 11.16 c)). -

Fig. 11. 16 Epruvete Jominy: a) cu flanşă; b) cu cap de prindere filetat; c) cu cap de prindere nituit.

Dacă nu sunt alte prescripţii în standardele de produs, epruvetele se confecţionează şi se încearcă în starea de livrare a materialului ( laminat, forjat, normalizat sau recopt ). Dacă în stare de livrare materialul este prea dur pentru a fi prelucrat prin strunjire, se aplică un tratament de normalizare sau recoacere de înmuiere, efectuat astfel încât să se modifice cât mai puţin posibil grăuntele austenitic. Modul de prelevare a probelor pentru executarea epruvetelor de călibilitate este legat de dimensiunea produselor . La produsele cu diametrul sau grosimea până la 40 mm epruvetele se confecţionează direct din produs,

CĂLIREA

235

astfel încât axa epruvetei să coincidă cu axa probei. La produsele cu diametrul sau grosimea între 40…150 mm, probele se reforjează la diametrul de 40 mm sau se debitează direct din produs . La produsele cu diametrul sau grosimea de peste 150 mm epruvetele se prelucrează conform figurii 11.17. Se pot folosi şi epruvete din bare turnate. La suprafaţa epruvetei nu sunt admise urme de decarburare sau carburare.

Fig. 11. 17 Modul de prelucrare a epruvetelor Jominy

La încălzirea epruvetei se vor lua măsuri pentru evitarea carburării sau decarburării. În acest scop se recomandă încălzirea epruvetei în atmosferă controlată sau într-o cutie, împachetată în aşchii de fontă sau cărbune de lemn calcinat (fig. 11.18). Rezultate bune se obţin şi prin introducerea unor pastile de grafit în cutia de încălzire. Încălzirea se face uniform până la temperatura de călire a oţelului respectiv, menţinându-se apoi la

Fig. 11. 18 Încălzirea epruvetei împachetată în cutie

236

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

această temperatură 30  5 minute. Răcirea se face într-un dispozitiv (fig. 11.19) alcătuit dintr-un suport pentru epruvetă şi din instalaţia de alimentare cu apă de răcire. Suportul epruvetei trebuie să permită fixarea şi centrarea de la sine a epruvetei deasupra orificiului tubului. Se va avea grijă să nu se stropească cu apă epruveta până la începerea călirii propriu-zise. Instalaţia trebuie să asigure un jet vertical de apă care să atingă, în curgere liberă, înălţimea de 65  5 mm. Pentru a verifica forţa jetului de apă se poate măsura şi mărimea cercului acoperit de proiecţiile de apă deviate de epruvetă şi care cad pe un plan orizontal aşezat la 60 mm mai jos ca orificiul tubului de apă. Diametrul cercului udat trebuie să fie de 210 mm.

Fig. 11. 19 Instalaţia de răcire frontală: 1. ţeavă de aducere a apei 2. robinet 3. dispozitivul de fixare a epruvetei 4. epruveta 5. conducta de apă 6. placă de ecranare

Pentru menţinerea înălţimii jetului de apă se poate folosi un rezervor, care să se umple permanent, menţinându-se un nivel constant cu ajutorul unui preaplin. După ce epruveta a fost aşezată pe suport, se deschide brusc robinetul de apă şi se menţine deschis până ce epruveta se răceşte complet ( dar nu mai puţin de 10 minute ). Temperatura apei de răcire este 10…25 0C. Timpul maxim de la scoaterea epruvetei din cuptor până la începerea răcirii este de 5 secunde. În continuare se determină duritatea după călire. Pentru aceasta, pe partea cilindrică a epruvetei, se prelucrează şi se şlefuiesc, (la rugozitatea Ra 5 STAS 5730 – 80) pe toată lungimea, două feţe plan paralele la adâncimea de 0,4…0,5 mm. Şlefuirea trebuie însoţită de o răcire intensă astfel ca oţelul

CĂLIREA

237

să nu sufere o revenire. Pentru a verifica dacă a avut loc revenirea, epruveta se atacă cu soluţiile: - soluţia A: 5 părţi HNO3 ( densitate relativă 1,42 ) şi 95 părţi de apă ( în volume ); - soluţia B: părţi egale, în volume, de apă şi HCl (densitatea 1,19). După acest atac, se spală epruveta cu apă caldă, se introduce în soluţia A şi se menţine până când devine neagră, se spală în apă caldă şi se introduce în soluţia B unde se menţine 2…3 secunde, se spală din nou cu apă caldă şi se usucă în aer. Dacă pe epruvetă în zona martensitică apar pete întunecate, atunci a avut loc revenirea. În aceste cazuri se prelucrează şi se şlefuieşte o nouă pereche de feţe plan – paralele până când nu mai apar pete întunecate. Se recomandă să se facă controlul durităţii direct pe capătul frontal călit al epruvetei. Determinarea durităţii se face prin metoda Rockwell cu o sarcină de 1471 N ( 150 Kgf ) sau prin metoda Vickers cu o sarcină de 294 N (30 Kgf). Dispozitivul de mişcare a epruvetei pentru efectuarea măsurătorilor de duritate trebuie astfel construit încât să asigure centrarea feţelor şi o dispunere egală a punctelor de-a lungul axei feţei. Pentru construirea curbei de călibilitate a unui oţel, măsurarea durităţii se face începând de la capătul răcit frontal la distanţe de 1,5; 3; 5; 7; 9; 11; 13; 15 mm, iar fiecare punct în continuare din 5 în 5 mm ( fig.11.20 ). Din valorile medii ale durităţii se construieşte, în funcţie de distanţa de la capătul răcit, curba de călire conform figurii 11.21. Ca valoare a durităţii în fiecare punct, la o anumită distanţă d, se ia valoarea medie a

Fig. 11. 20 Modul de măsurare a durităţii la epruveta Jominy [7]

238

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

rezultatelor măsurătorilor făcute la această distanţă, pe ambele feţe ale epruvetei. La construirea curbelor de variaţie a durităţii, distanţele d se pun pe abscisă, iar valorile corespunzătoare de duritate pe ordonată, adoptând o astfel de scară încât curba obţinută să poată fi uşor descifrată. Convenabil este adoptarea următoarelor scări: - pe ordonată: 10 mm pentru fiecare 5 HRC sau 50 HV; - pe abscisă: 10 mm pentru distanţe de 5 mm. Pe graficul reprezentând călibilitatea se indică: marca oţelului, compoziţia chimică şi, informativ, mărimea grăuntelui de austenită, determinată în condiţii de lucru folosite la determinarea călibilităţii. Pe baza curbelor de călibilitate trasate pe un număr mare de şarje, dintr-o marcă de oţel dată, se construieşte banda de călibilitate, determinată de liniile adiacente ale acestor curbe ( fig. 11.21 ). Călibilitatea poate fi exprimată în mai multe moduri:

Fig. 11. 21 Curba de călibilitate a unui oţel 41CrNi 12 [7].

prin construirea curbei de variaţie a durităţii ( curba de călibilitate ); - prin valorile durităţilor măsurate în trei puncte, din care primul la distanţa de 1,5 mm de la capătul răcit, iar celelalte două la anumite distanţe stabilite; - prin valorile durităţii măsurate în unul sau două puncte la anumite distanţe de la capătul răcit. Caracteristicile produselor pot fi exprimate prin indicele de călibilitate J şi două grupe de cifre: Jd – HRC sau Jd – HV, în care d este distanţa de la capătul răcit, în mm. -

CĂLIREA

239

Exemple de exprimare : - duritatea oţelului va fi de 45 HRC într-un punct cuprins între 6…8 mm de la capătul răcit: J6/8 – 45; - duritatea oţelului va fi de 35 HRC într-un punct situat la 10 mm de la capătul răcit: J10 – 35; - la distanţa de 5 mm de la capătul răcit duritatea are valori cuprinse între 47…56 HRC ( se exprimă J5 – 47/56 ). e) Determinarea prin calcul a călibilităţii. Călibilitatea oţelurilor poate fi determinată prin calcul folosind relaţia (11.6). Pentru simplificarea calculelor, se poate utiliza nomograma din figura 11.22, determinându-se astfel grafic diametrul critic ideal Dc.

Fig. 11.22 Nomogramă pentru determinarea diametrul critic ideal pe baza compoziţiei chimice a oţelului [2].

240

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Exemplu: Să se determine prin calcul diametrul critic ideal pentru un oţel 40 CrNi 12 ( 0,4% C; 0,60 % Mn; 0,30 % Si; 0,60 % Cr şi 1 % Ni ) cu un punctaj al mărimii de grăunte austenitic N = 8: - se marchează pe verticala %C (fig. 11.22) conţinutul de carbon de 0,4 %, de aici se duce o dreaptă până la punctajul 8 de pe verticala N care, intersectează verticala DC∞ la: DC∞ = 4,8 mm. Din acest punct se duce o nouă dreaptă până la conţinutul de 0,60 % Mn pe verticala %Mn, care va intersecta verticala DC∞·fMn la: D EA∞ = DC∞· fMn = 14 mm. De aici se duce o dreaptă până la conţinutul de 0,30 % Si de pe verticala %Si, intersectând verticala DC∞· fMn· fSi la: D EA∞ = DC∞· fMn· fSi = 17 mm. Din acest punct se duce o dreaptă la conţinutul de 0,60 % Cr pe verticala %Cr, care intersectează verticala DC∞· fMn· fSi ·fCr la: D EA∞ = DC∞· fMn· fSi ·fCr = 42. Determinându-se fNi din diagrama mică (fNi = 1,4 ) rezultă: D EA∞ = DC∞· fMn· fSi ·fCr ·fNi = 42  1,4 = 59 mm. Deoarece oţelul 40CrNi12 este un oţel cu călibilitate bainitică Dc se înmulţeşte şi cu factorul f = 1,58 înscris în tabelul din dreapta jos al nomogramei, astfel că, în final: Dbainitic = 59  1,58 = 93 mm. Tipul de călibilitate a oţelului (perlitică sau bainitică) este determinat de constituentul nemartensitic predominant în structura semimartensitică. Dacă de-a lungul curbei de răcire ce corespunde structurii (durităţii) semimartensitice constituentul predominant este perlita, atunci oţelul are călibilitate perlitică, iar dacă este bainita, el are călibilitate bainitică. Au

CĂLIREA

241

călibilitate perlitică toate oţelurile carbon de calitate şi oţelurile aliate 35 Mn 16 şi 38 MoCrAl 09. Ca şi diametrul critic, curba de călibilitate a unei şarje de oţel poate fi trasată prin calcul folosind un model matematic complex în care variabila dependentă este duritatea ( HRC ), iar variabilele independente sunt: compoziţia chimică, mărimea grăuntelui austenitic şi distanţa de la capătul răcit ( d ) al probei de călire frontală ( ca variabilă principală ). Una din aceste relaţii are forma: HRC(d=6…40) = 74· (%C) + 14· (%Cr) + 5,4· (%Ni) + 29· (%Mo)+16· · (%Mn) - 16,8·d +1,368·N + 7HRC ( pentru oţeluri călite ) (11.7) unde: d = distanţa faţă de capătul călit; N = mărimea grăuntelui austenitic. După [6], calculul durităţii [HRC] în funcţie de : distanţa JOMINY, compoziţia chimică şi mărimea grăuntelui de austenită se face conform relaţiei: J S = 95

C - 0,00276s

C + 20Cr + 38Mo + 14Mn + 5,5Ni + 6,1Si +

 39V + 9 6 P  0,81K - 12,28

(11.8)

s + 0,898s - 13 HRC m

unde Js este duritatea la o distanţă JOMINY: 880mm; K - mărimea grăunţilor de austenită (ASTM); HRCm - duritatea maximă a martensitei : HRCm = 20+ 60 s - distanţa Jominy.

C ;

Formula este valabilă pentru următoarele limite ale elementelor de aliere: C<0,6%; Cr<2%; Mn<2%; Ni<4%; Mo<0,5%; V<0,2%. Cunoscând diametrul critic ideal D şi intensitatea de răcire (tab.11.4) se poate determina diametrul critic real D0 ( fig. 11.23). Cunoaşterea diametrului critic ideal permite determinarea, prin calcul, a alurii curbei de călibilitate ( tab. 11.5; fig. 11.24 ). Exemplu: Se cere trasarea, prin calcul, a curbei de călibilitate pentru oţelul 40 CrNi 12. De pe verticala 1 din figura 11.25, de la punctul corespunzător la 0,40 % C, se duce o dreaptă până la intersecţia cu linia pivot AB, care întretaie verticala 2 corespunzătoare durităţii martensitei cu 0,40 % C (HRCmax, la capătul călit al probei Jominy ) la 56 HRC. Cu linie punctată s-a

242

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 11. 23 Corelaţia dintre diametrul critic ideal D şi diametrul critic real D0 [7]

Fig.11. 24 Curba de călibilitate calculată grafic cu nomograma din figura 11.22 şi variaţia durităţii unei piese din oţel 40CrNi12, cu diametrul 50 mm (b) , călit în ulei (determinat cu ajutorul diagramei din fig. 11.30 [2].

CĂLIREA

243

Tabelul 11. 4 Viteza de răcire în diferite medii de călire Viteza de răcire (0C/s) 360 200 60 50 40 2350 2700 2500 800 60 170 260 – 280 70 50 5 60 35

Mediul de răcire Apă curentă la 200 C Apă curentă la 400 C Apă curentă la 500 C Apă curentă la 600 C Apă curentă la 800 C Soluţie NaCl 10 % Soluţie NaCl 15 % Soluţie NaOH 5 % Soluţie Na2CO3 10 % Ulei de fusuri 2 Ulei de cilindru 24 Ulei de in Emulsii de ulei Topituri de săruri Topituri de plumb Plăci de cupru Plăci de oţel Amestec apă – aer cu debit de 20 l / h

1,0

Tabelul 11. 5 Determinarea durităţii pe lungimea probei de călire frontală în funcţie de diametrul ideal D şi duritatea structurii complet martensitice ( HRC100 M ) [2]

Carbon în oţel % 0,20 0,25 0,30 0,35 0,40 0,45 0,50 0,55 0,60 0,65

J0 (HRC100M)

44 47 50 54 57 60 63 65 66 66

D∞ mm

m J0 HRC 100 M f red   Jc HRC la distanta l c  mm

25 30 40 50 60 70 80 90 100 120

6,25 m 2,48 1,96 1,41 1,24 1,15 1,09 1,06 1,04 1,03 1,00

12,50

18,75

25,00

37,50

50,00

3,33 2,86 2,18 1,78 1,58 1,44 1,35 1,26 1,18 1,10

4,40 3,60 2,73 2,24 1,92 1,73 1,60 1,49 1,38 1,20

 4,15 3,08 2,56 2,24 2,00 1,83 1,70 1,56 1,35

  3,60 2,93 2,62 2,23 2,17 1,95 1,80 1,56

  3,75 3,12 2,81 2,54 2,30 2,12 1,93 1,62

244

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

D ia m e tru l c ritic id e a l D ?

trasat ( prin interpolare ) curba corespunzătoare diametrului critic ideal: D∞=

Fig. 11. 25 Nomogramă pentru determinarea durităţii de-a lungul probei de călire frontală [5].

=93 mm. Această curbă intersectează verticalele corespunzătoare distanţelor d = 6,25; 12,5;…; 50 mm de la capătul călit al probei Jominy în punctele a, b, c, d, e, f, g, h. Din aceste puncte se duc paralele la liniile oblice ( la abscisă ), care întâlnesc liniile pivot în punctele m, n, o, p, r, s, t, u. Din aceste puncte se duc drepte la 0,40 % C. Acestea intersectează verticala 2 corespunzătoare durităţii HRC la valorile trecute în tabelul de mai jos. d, mm HRC

0,0 56

6,25 54

12,5 46

18,75 39

25,0 34,5

31,25 31,5

37,5 29,5

43,75 28,5

50,0 27,5

Dacă se utilizează datele din tabelul 11. 5 , se obţin valori ( pentru D = 90 mm şi J0= 57 HRC ), care corespund foarte bine cu cele determinate d, mm fred HRC=Jo/red

0,0 1,00 57

6,25 1,04 54,7

12,5 1,26 45,2

18,75 1,49 38,2

25,0 1,70 33,5

37,5 1,95 30

50,0 2,12 27

grafic. Cu datele din tabelele de mai sus se obţine curba de călibilitate (fig.11.24 ).

CĂLIREA

245

11.4.3 Aplicaţii practice ale calibilităţii a) Pe baza indicelui de călibilitate se poate determina diametrul critic real D0 al oţelului în urma răcirii în apă sau ulei, folosind curbele din figura 11. 26.

Fig. 11. 26 Determinarea lui D0 şi D din distanţa până la zona semimartensitică [7].

Exemplu: În cazul oţelului 41 CrNi 12 cu indicele de călibilitate J 13 – 47, folosind diagrama din figura 11.26, rezultă: D0 ( apă ) = 54 mm; D0(ulei ) = 36 mm. Deci, în cazul acestui oţel, se poate obţine în centrul unei piese cilindrice cu diametrul de 54 mm, răcită în apă o duritate de 47 HRC, iar în cazul răcirii în ulei, aceeaşi duritate se poate obţine în centrul unei piese cilindrice cu diametrul de 36 mm. Cunoaşterea diametrului critic real D0 are o importanţă deosebită în construcţia de maşini, deoarece permite alegerea corectă a unui oţel pentru executarea unei anumite piese. Pentru ca oţelul să corespundă din punctul de vedere al călibilităţii este necesar să fie satisfăcută inegalitatea: DP  D0 în care DP este diametrul piesei în porţiunea de maximă solicitare ( sau diametrul maxim ); pentru piese cu secţiuni necirculare se face echivalarea acestora cu un cerc cu diametrul Dech; D0 este diametrul critic real pentru o anumită proporţie de martensită în centrul secţiunii, la călirea într-un anumit mediu.

246

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

b) Cunoscând distanţa până la zona semimartensitică din figura 11.26 se poate determina diametrul critic ideal D. Pentru d = 13 mm rezultă: D = 75 mm. Diametrul critic ideal D corespunde durificării zonei semimartensitice ( 50 % martensită, în ulei ). Dacă se cere ca în centrul piesei cilindrice să fie un conţinut de martensită mai mare de 50 % (până la 99,9 %) se poate utiliza diagrama din figura 11.27.

Fig. 11. 27 Diametrului critic ideal de călire cu peste 50% martensită, în funcţie de diametrul critic ideal de călire cu 50 % martensită [7].

c) Determinarea vitezei de răcire în orice punct al unei piese călite. Determinări şi verificări numeroase au stabilit cu precizie viteza medie de răcire de-a lungul probei Jominy în intervalul de temperaturi 700 – 5000 C, de interes pentru călire. Pentru a determina viteza de răcire în punctele căutate se măsoară duritatea în aceste puncte şi pe baza curbei de călibilitate se află distanţa de la capătul răcit la care se obţine aceeaşi duritate ( fig. 11.28).

Fig. 11. 28 Determinarea vitezei de răcire la călire într-un punct dat al unei piese pe baza curbelor de călibilitate, cunoscând duritatea în acel punct.

CĂLIREA

247

d) Determinarea vitezei critice de călire se face cu ajutorul nomogramei din figura 11.29. În partea de sus a abscisei este indicată, în mm, distanţa corespunzătoare zonei semimartensitice, iar pe ordonată (partea dreaptă a ordonatei din stânga) sunt menţionate aceleaşi valori indicând vitezele critice care le corespund. Deci, din curbele de călibilitate, cunoscând distanţa de la capătul călit (d) până la zona semimartensitică se poate determina viteza critică.

Fig. 11. 29 Nomogramă pentru determinarea vitezei critice de călire cu ajutorul datelor probei de călire frontală [7].

e) Din curbele de călibilitate se pot determina durităţile la suprafaţă, la 3 / 4 R, la 1 / 2 R şi la centru, într-o bară de diametru dat. Pentru a determina proporţia de martensită (care determină duritatea) este necesar să se cunoască viteza de răcire medie în punctul dat. Aceasta se poate determina fie direct (dar este necesară o aparatură complicată), fie indirect, prin intermediul probei de călibilitate (fig. 11.30). Exemplu: În cazul oţelului 41 CrNi 12, care are curba de călibilitate reprezentată în figura 11.21, duritatea la 3 / 4 R într-o bară de  = 50 mm călită în ulei cald cu agitare medie este aproximativ 54 HRC. Diagramele din figura 11.30 corelează datele oferite de curba de călibilitate cu rezultatele călirii în secţiunea pieselor cilindrice de diferite diametre. Secţiunile necirculare ( pătrate, dreptunghiulare, hexagonale, tubulare ) se transformă în secţiuni circulare cu diametrul echivalent (fig. 11.31). Diagramele din figura 11.30 se referă la cazul în care piesele au fost încălzite în medii obişnuite, iar gradul de agitare a mediului de răcire este

248

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 11. 30 Corelaţia dintre modul de răcire al probei de călire frontală şi răcirea diferitelor puncte din secţiunea probelor cilindrice [2] .

Fig. 11. 31 Transformarea secţiunilor necirculare în secţiuni circulare echivalente, cu aceeaşi viteză de răcire.

CĂLIREA

249

mediu, respectiv cu viteze relative de deplasare a pieselor faţă de mediul de călire, de ordinul a 15 m / min. Creşterea gradului de agitare măreşte capacitatea de răcire a mediului şi deci şi viteza de răcire a piesei, în special în zonele exterioare (punctele S şi 3/4 R). O influenţă similară o are încălzirea pieselor în atmosferă neutră, deoarece nu se mai produc fenomene de oxidare şi decarburare. În ambele cazuri curbele S şi 3/4 R din figura 11.30 se deplasează cu ceva mai sus. f) Determinarea variaţiei durităţii şi structurii pe secţiunea pieselor călite. Pe baza curbei de călibilitate, obţinută experimental sau calculată, se poate determina variaţia durităţii şi structurii în secţiunea pieselor călite (fig.11.32). Cu ajutorul figurii 11.32 se pot rezolva două tipuri de probleme: a)

Fig. 11. 32 Utilizarea corelaţiei dintre curba de călibilitate şi dimensiunile piesei pentru determinarea durităţii în secţiunea piesei (a) sau pentru alegerea oţelului pe bază de călibilitate (b) [2].

250

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

fie determinarea variaţiei de duritate pe secţiunea piesei, dacă oţelul şi mediile de călire sunt date, fie problema inversă, a alegerii oţelului şi mediului de răcire pentru a se obţine o anumită duritate într-un punct dat din secţiunea piesei. În primul caz ( fig. 11.32 a)) se pleacă de la diametrul echivalent al piesei ( DP ) şi, trecând prin curba de călibilitate, se determină variaţia durităţii pe secţiunea piesei, cu aflarea durităţii în punctele de interes practic. În cel de-al doilea caz (figura 11.32 b)) se pleacă de la duritatea prescrisă în punctul sau punctele de interes pentru piesa dată ( vezi schemă, punctul 3 / 4 R ) şi se compară oţelurile I, II, II între ele, găsindu-se că oţelul II corespunde condiţiei impuse. Oţelul III nu are călibilitatea necesară, iar oţelul I are călibilitatea prea mare, ceea ce creează pericol de deformări, eventual crăpături de călire şi un preţ de cost mai mare, întrucât oţelul este mai bogat aliat. Pentru a determina proporţia de martensită în diferite puncte din secţiune se recurge la diagrama TTT la răcire continuă a oţelului, urmărind procentele de constituenţi înscrise pe curbele de răcire care dau durităţi similare . Diagramele din figura 11.33 (după Wyss [11]) permit determinarea variaţiei durităţii în probele cilindrice, în diferite condiţii de răcire ( H ). De exemplu, pentru o probă din oţel cu diametrul de 150 mm ( fig. 11.33 a)) duritatea la suprafaţă este cea corespunzătoare distanţei de la capătul răcit d=6mm ( intersecţia ordonatei de 150 mm cu linia 0 corespunzătoare suprafeţei). Valorile corespunzătoare pentru alte distanţe de la suprafaţă se deduc în mod similar şi sunt trecute în tabelul de mai jos. Tabelul 11.6 Corelarea distanţei Jominy cu distanţa de la suprafaţa răcită la o epruvetă cilindrică. Distanţa de la suprafaţa probei de  150 mm pentru H = 1 0 15 20 45 60 75 ( centru )

Distanţa de la capătul răcit d, mm 6 19 34 45 52 55

g) Cunoscând curbele de călibilitate ale unui oţel A şi a unui oţel B şi curba de variaţie a durităţii după călire în secţiunea unei piese din oţel A se poate determina curba de variaţie a durităţii după călire într-o piesă confecţionată din oţel B.

CĂLIREA

251

Fig. 11. 33 Diagrame pentru determinarea adâncimii de călire (curbele “U”) a barelor de secţiune rotundă, plecând de la proba Jominy pentru H = 2…0,2 [7].

h) Curbele de călibilitate permit studiul influenţei temperaturii de revenire asupra durităţii zonelor călite. i) Determinarea capacităţii de răcire a unui mediu oarecare. Pentru a determina capacitatea de răcire a unui mediu se execută din oţelul considerat o epruvetă cu două diametre diferite (fig.11.34 b)), alese în aşa fel încât în

252

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

centrul diametrului d2=2d1 să se obţină aproximativ duritatea zonei semimartensitice (pentru oţeluri cu călibilitate redusă d1 = 12,5 mm şi d2 =

Fig. 11. 34 Corelaţia dintre proba de călibilitate şi capacitatea relativă de răcire a mediilor uzuale (a) şi epruveta pentru determinarea capacităţii de răcire a unui bazin dat (b) [2].

= 25 mm, iar pentru cele cu călibilitate ridicată d1 = 20 mm şi d2 = 40 mm), ceea ce presupune cunoaşterea sau calcularea curbei de călibilitate a oţelului. Epruveta se încălzeşte şi se căleşte odată cu şarja în aceleaşi utilaje (cuptor, bazin). După călire epruveta se secţionează la o depărtare de minimum 2  d1 mm, respectiv minimum 2  d2 mm de cele două capete şi se determină duritatea în centru. Cunoscând distanţa lc la care se obţine aceeaşi duritate în proba Jominy, se marchează punctele de coordonate (lc1, d1) şi (lc2, d2) în diagrama din figura 11.34 a). Aceste puncte ( M şi N în exemplul dat pe diagramă ) împreună cu punctul de intersecţie a dreptelor (H), trebuie să se găsească aproximativ pe aceeaşi dreaptă a cărei poziţie, faţă de dreptele (H), permite determinarea capacităţii de răcire relativă a bazinului ( în exemplul considerat H = 0,40). Cunoaşterea capacităţii de răcire permite să se calculeze, cu aproximaţie, coeficientul mediu de cedare termică a mediului cu relaţia med= 1500  H şi să se traseze curbele de răcire pentru punctele importante din secţiunea unei piese cilindrice, indiferent de diametrul acesteia. Aceste

CĂLIREA

253

curbe de răcire se suprapun peste diagrama TTT la răcire continuă a oţelului şi se pot determina structurile şi durităţile punctelor respective. Cunoaşterea curbei de călibilitate şi a valorii reale a capacităţii de răcire determinată experimental, permite să se determine variaţia durităţii în secţiunea piesei, mai exact decât cu ajutorul diagramei din figura 11.32 a) care este trasată pentru condiţii medii de agitare. În acest scop se foloseşte nomograma din figura 11.34, în care se duce mai întâi o curbă interpolată pentru capacitatea de răcire determinată (dacă aceasta nu coincide cu una dintre curbele trasate deja pe nomogramă). În continuare, în diagrama corespunzătoare diametrului piesei, se porneşte de la capătul superior al

Fig. 11. 35 Curbe de călibilitate

254

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

curbei care corespunde valorii H date, iar la intersecţia cu orizontalele C, 1/4 R, 1/2 R, 3/4 R şi S se duc verticalele care determină distanţa de la capătul călit în proba Jominy. În final, se citesc durităţile de pe curba de călibilitate şi se determină variaţia durităţii pe secţiunea piesei. Exemplu: Pentru o piesă cu diametrul de 50 mm din 40 CrNi 12, a cărei curbă de călibilitate calculată grafic este dată în figura 11.24 a) călită într-un bazin cu ulei, la care s-a determinat practic H=0,40 se obţin următoarele valori pentru duritatea pe secţiune: Punctul lc, mm HRC

C 18,8 40

1/4R 17,6 40,5

1/2R 16,4 41,5

3/4R 14 47

S 10 49

ceea ce corespunde bine cu figura 11.24 b (cu excepţia suprafeţei care dă o duritate cu 4 HRC mai mică ). În figura 11.35 se prezintă curbele de călibilitate pentru câteva oţeluri.

11.5 Defecte de călire Principalele defecte care apar la călire sunt: oxidarea şi decarburarea, duritatea scăzută, deformaţiile şi fisurile. Oxidarea şi decarburarea apar în cazul încălzirii în cuptoare fără atmosferă de protecţie. Decarburarea duce la apariţia altor defecte cum sunt: duritate scăzută, pete moi, fisuri. Pentru evitarea lor se recomandă încălzirea în cuptoare cu atmosferă controlată, băi de săruri sau cel mai bine în cuptoare cu vid. Duritatea scăzută poate fi locală (pete moi) sau în toată masa piesei. Ea poate apare din cauza regimului de tratament termic incorect (subîncălziri, medii de răcire necorespunzătoare etc.). De asemenea alegerea necorespunzătoare a materialului şi structura iniţială pot duce la duritate scăzută. Deformarea. Pentru determinarea sensibilităţii (susceptibilităţii) la modificări de formă şi variaţii dimensionale se folosesc epruvetele din figura 11.36. Tendinţa de deformare se determină în funcţie de variaţia dimensiunilor epruvetelor măsurate înainte şi după călire, cu o precizie de  0,01 mm.

CĂLIREA

255

Principalii factori care influenţează asupra deformaţiilor sunt prezentaţi în tabelul 11. 6. Unul din factorii de bază legaţi de material este

Fig. 11. 36 Tipuri de epruvete (a, b) pentru determinarea tendinţei de deformare la călire şi modul de prelevare pentru stabilirea influenţei fibrajului asupra gradului de deformare ( c ).

călibilitatea; cu cât aceasta este mai mare cu atât deformaţiile sunt mai mari. Deformarea creşte cu creşterea conţinutului de carbon (pentru o creştere de 0,1 % C călirea pătrunsă la martensită conduce la o creştere de volum de circa 0,1 % ). Creşterea gradului de aliere determină o scădere a conductibilităţii termice şi, în consecinţă, o mărire a rolului tensiunilor termice, deformaţiile fiind mai mari. Deformaţiile sunt influenţate şi de grăuntele ereditar ( fig.11.37 ).

Fig.11. 37 Influenţa temperaturii de încălzire asupra tendinţei de deformare la călire (proba potcoavă fig.11.36 a))

256

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

CĂLIREA

257

Mărimea şi configuraţia pieselor au o mare influenţă asupra deformaţiilor. Deformaţiile după călire sunt cu atât mai mari cu cât piesa are un grad de rigiditate mai redus. Gradul de rigiditate se determină prin relaţia: A 

(11.10)

în care: d este dimensiunea cea mai mică a piesei ( grosimea secţiunii transversale); l - dimensiunea cea mai mare (lungime, diametru disc, latură placă). Pentru piese de tipul barelor se ia n=4 şi m=3, pentru piese plate n = 3 şi m = 4. Convenţional, piesele se împart în trei grupe: - piese de forme alungite (monodimensionale) la care una din dimensiuni (lungimea) depăşeşte cu mult pe cele ale secţiunii transversale; - piese de tip placă ( bidimensionale ) la care dimensiunea de-a lungul uneia dintre axele transversale – grosimea – este mai mică în comparaţie cu dimensiunile în celelalte două direcţii; - piese spaţiale (tridimensionale) la care dimensiunile în cele trei direcţii în spaţiu sunt apropiate sau diferă puţin între ele. În cadrul fiecărei grupe se disting câte patru grade de rigiditate descrescătoare, în funcţie de raportul dimensiunilor extreme. Deformaţiile sunt influenţate şi de direcţia de prelucrare în raport cu fibrajul de laminare sau de forjare al semifabricatului. Astfel, deformaţia de călire este izotropă la piesele turnate, dar anizotropă în cazul pieselor prelucrate din semifabricatele deformate plastic la cald (în special laminate). De regulă, piesele se alungesc în direcţie paralelă cu benzile sau şirurile de segregaţii (de-a lungul fibrajului ) şi se comprimă pe direcţia transversală. Anizotropia este maximă în centrul secţiunii, unde segregaţia este maximă. Deformaţiile după călire sunt influenţate, în bună măsură, de tratamentele termice preliminare, deoarece structura obţinută la aceste tratamente influenţează transformările la încălzire în vederea călirii şi prin aceasta pot schimba călibilitatea oţelurilor. Călibilitatea cea mai mare se obţine atunci când durata de încălzire şi menţinere la călire este lungă şi când semifabricatul nu are tratament termic preliminar (este simplu laminat) sau este normalizat la ferită + perlită lamelară. Prezenţa structurii de perlită

258

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

globulară reduce mult călibilitatea, la durate scurte de menţinere. Prin creşterea duratei de menţinere influenţa stării anterioare călirii dispare, iar oţelul îşi recapătă călibilitatea şi, deci, deformaţiile vor fi medii. Influenţa tratamentului termic preliminar se va manifesta în special la încălziri rapide. Cele mai reduse deformaţii de călire se obţin atunci când semifabricatele sunt răcite accelerat prin intervalul 700…5000 C după terminarea deformării la cald şi sunt supuse imediat (în stare caldă) recoacerii subcritice la 630…6800 C, cu menţinere de minim 3 ore, răcire cu cuptorul până la circa 350…4000 C şi apoi în aer. În ceea ce priveşte modul de execuţie al tratamentului termic de călire, deformaţiile sunt mai mari atunci când piesa se introduce incorect în bazinul de călire (fig.11.38) şi când pe anumite suprafeţe se formează pungi

Fig. 11. 38 Exemple de introducere corectă a unor piese şi scule în mediul de călire [7].

de vapori, care reduc schimbul de căldură cu mediul de călire. Încălzirea neuniformă şi supraîncălzirea în cazul oţelurilor cu granulaţie ereditară grosolană (fig.11.37) măresc deformaţiile. Viteza de răcire măreşte, în general, tendinţa de deformare, deoarece creează condiţii favorabile pentru creşterea tensiunilor interne ( termice şi structurale ). Mediul de răcire are o influenţă esenţială asupra deformării, el influenţând, de fapt, viteza de răcire în secţiunea piesei (tab. 11.7). Răcirea în apă dă cele mai mari deformaţii,

CĂLIREA

259

iar răcirea în ulei cele mai mici. Temperatura mediului de răcire influenţează în mod diferit deformarea (fig. 11.39).

Fig. 11. 39 Influenţa temperaturii uleiului asupra deformărilor la călirea unui oţel de tip 41MoCr11, călit de la 8500C şi revenit la 5500 C, 2 h [7]

Tabelul 11. 7 Influenţa mediului de călire asupra deformării oţelului OLC 40

Mediul de călire

Apă Ulei mineral Soluţie 10% NaCl Soluţie 10% NaOH

Temperatura mediului 0 C 20 60 20 20 20

Viteza de agitare m / min.

Variaţia fantei la o probă „potcoavă” mm Reală

Medie

( 0,32 – 0,45 ) ( 0,34 – 0,55 ) ( 0,07 – 0,23 ) ( 0,14 – 0,22 ) ( 0,13 – 0,34 )

+ 0,39 + 0,425 - 0,13 + 0,18 +0,22

HRC după călire 56 – 60 56 – 59 18 – 22 57 – 60 58 – 60

Pentru a reduce deformaţiile la călire trebuie luate anumite măsuri încă de la conceperea formei piesei de către proiectant. Forma exterioară a piesei poate să nu fie favorabilă pentru tratament (piese cu unghiuri ascuţite, lipsa razelor de racordare, treceri bruşte de secţiune, număr mare de găuri, etc.). Proiectarea corectă a pieselor, ţinându-se seama de particularităţile tratamentului termic aplicat, poate micşora deformaţiile şi reduce riscul rebutării lor. Forma ideală din punct de vedere al schimbului de căldură în procesul de încălzire – răcire presupune o distribuţie raţională a masei metalice, în toate porţiunile piesei astfel încât în fiecare punct vitezele de încălzire şi răcire să fie egale. În practică se întâlnesc rar asemenea forme

260

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

(piese sferice) de aceea se pune problema de a proiecta o formă cât mai apropiată de cea ideală. O măsură eficientă de reducere a deformaţiilor la călire o constituie aplicarea unui tratament termic de recoacere de detensionare anterior călirii. Deformaţiile sunt defecte remediabile. Remedierea lor se poate face prin îndreptare sau prin prevederea de adaosuri mai mari de prelucrare. Îndreptarea pieselor deformate prin curbare, la căldură constă din mărirea razei de curbură a piesei în întregime sau a unei porţiuni a ei, prin îndoire. Operaţia se execută la piesele de precizie mai redusă şi mai puţin solicitate în exploatare. După îndreptare piesa poate să-şi revină în timp sau să se deformeze din nou după prelucrările prin aşchiere. Mai mult, îndreptarea poate să influenţeze negativ unele caracteristici mecanice ale piesei (rezistenţa la oboseală ). Atunci când se consideră că este necesară şi posibilă, operaţia de îndreptare trebuie să se execute având în vedere următoarele recomandări: - deformaţia realizată prin îndreptare trebuie să fie de minim 10 ori mai mare decât deformaţia la limita de proporţionalitate, dar ea să nu depăşească o zecime din deformaţia la rupere a oţelului (circa 3 % din cea mai solicitată fibră la îndoire ); - îndreptarea trebuie efectuată în perioada în care în piesă încă mai sunt posibile transformări de substructură sub acţiunea solicitării la îndoire, în caz contrar transformările se produc în timpul depozitării sau al revenirii ulterioare şi pot să conducă la refacerea a 20…90 % din curgerea plastică produsă prin îndreptare. De aceea îndreptarea trebuie executată cât mai repede după călire, la temperatura ambiantă, fără a se recurge la depozitare şi, mai ales, fără a se încălzi piesele în vederea spălării, fie în vederea unui eventuale detensionări. “ Contraîndoirea ” realizată la încălzire trebuie să fie cu 20…50 % mai mare decât aceea produsă la călire, limita superioară pentru piesele revenite la 200 0C, iar cea inferioară pentru piesele revenite la temperaturi mai ridicate. Fisuri. În afară de deformaţii, la călire pot să apară şi fisuri sau crăpături. Cauzele principale ale apariţiei fisurilor sunt: călibilitatea mare a oţelului, construcţia necorespunzătoare a piesei şi răcirea asimetrică. Cu cât călibilitatea este mai mare cu atât pericolul de fisurare este mai mare deoarece cresc tensiunile structurale. Aşa se explică faptul că o dată cu scăderea temperaturii punctului MS , pericolul de fisurare creşte ca urmare a creşterii călibilităţii. Creşterea conţinutului de mangan în oţelurile

CĂLIREA

261

carbon călibile în apă măreşte pericolul de fisurare tocmai prin mărirea călibilităţii. Cu cât temperatura punctului MS este mai scăzută, eliminarea tensiunilor structurale prin deformare plastică se produce cu mai mare greutate, oţelul având la temperaturi mai mici o plasticitate mai redusă. Deosebit de periculoase sunt trecerile bruşte de secţiune, porţiunile subţiri dintre găuri, găurile nepătrunse (care trebuie protejate prin umplere cu argilă sau cu buşoane filetate), rizurile adânci de la prelucrările prin aşchiere, decarburarea asimetrică şi formarea de pungi de vapori ca urmare a insuficientei agitări a mediilor de călire cu fierbere). Apariţia fisurilor mai poate fi determinată şi de defecte de material, alegerea necorespunzătoare a oţelului, defecte de prelucrare, regim de rectificare, etc. Fisurile apar în acele locuri unde tensiunile interne de întindere depăşesc rezistenţa la rupere (la materiale cu plasticitate ridicată ) sau limita de proporţionalitate ( la materiale fragile ). Fisurile pot fi împărţite în următoarele tipuri ( fig.11.40 ): - fisuri longitudinale ( fig.11.40 a)) ce pornesc de la suprafaţă şi se continuă de-a lungul piesei; apar în special după călirea completă; - fisuri sub formă de arc (fig.11.40 b)) ce încep din starturile centrale ale piesei; sunt frecvente după călire incompletă a oţelurilor carbon şi pot fi întâlnite şi după călirea prin inducţie;

Fig.11. 40 Diferite forme de fisuri: a) tipul I; b) tipul II; c) tipul III; d) tipul IV [7].

fisuri fine longitudinale (fig.11.40 c)) ce apar pe o adâncime de 0,01 – 1,5 mm sub forma unei reţele de păianjen; se întâlnesc frecvent după operaţia de rectificare a pieselor călite sau carburate şi călite;

262

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

fisuri de exfoliere (fig.11.40 d)) ce apar în apropierea suprafeţei şi se datorează neomogenităţii structurii martensitice. Se mai pot menţiona microfisurile, care nu se pot pune în evidenţă prin mijloace obişnuite de control şi care apar în urma călirii la temperaturi înalte şi a altor cauze. Pentru a reduce pericolul de fisurare trebuie luate o serie de măsuri începând cu modul de concepere a formei pieselor. Este necesar să se facă racordarea trecerilor după raze de racordare cât mai mari cu putinţă. Ca măsură generală pentru evitarea fisurilor de călire se recomandă reducerea la minimum a tensiunilor interne în straturile superficiale sau, dacă este posibil, formarea în aceste straturi a unor tensiuni de compresiune. Pentru aceasta, la răcire este necesar să se reducă tensiunile structurale şi să se mărească tensiunile termice. Cum tensiunile termice apar ca urmare a deformării plastice care se produce uşor la temperaturi ridicate, este necesar ca în acest interval răcirea să se facă cu viteze mari chiar dacă oţelurile au viteză critică de călire mică. Reducerea tensiunilor structurale se face prin răcirea lentă în intervalul martensitic ( MS – MF ). -

BIBLIOGRAFIE 1. ECKSTEIN,H., J., -Technologie der Warmebehandlung von Stahl VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976 2. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Tehnică Bucureşti 1974. 3. MUDURA, P., VERMEŞAN, G., MUNTEANU, A., VERMEŞAN, H., Tratamente Termice/Lichide de răcire, Editura Univ. din Oradea, ISBN 973-8083-64-8, 2000. 4. VERMEŞAN, G., Principiile de bază ale tratamentelor termice, curs 1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca. 5.***Steel and’ its….H.T…. 6. ***ASM HandbookTM – vol. 4. Heat Treating, 1991. 7. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura DACIA, CLUJ-NAPOCA, 1987. 8. LACHTINE, I., Metalographie et traitements thermiques des metaux, quatrieme edition, Edition MIR- Moscou, 1986. 9. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen Verlag Munchen Wien.

CĂLIREA

263

10. ROŞU, A., Tratamente Termice, curs Institutul Politehnic Cluj – Napoca, 1979. 11. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes de base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9. 12. BODIN, I., SEGERBERG,S., Measurement and Evaluation of the Power of Quenching Media for Hardening, in Heat Treatment of Metals, 1993.1, p. 15-23.

Capitolul 12

REVENIREA 12.1 Consideraţii generale Revenirea se aplică întotdeauna după călire. Ea constă în încălzirea produselor călite la temperaturi mai mari de 1000 C, dar inferioare punctului Ac1, menţinere la aceste temperaturi şi răcire în anumite condiţii. Scopul aplicării revenirii este de a atenua nivelul tensiunilor interioare, de a reduce din duritate şi a mări tenacitatea. În cursul revenirii are loc difuzia atomică a carbonului ( şi azotului ), a fierului şi a elementelor de aliere. În urma acestor procese au loc modificări structurale care determină modificări ale proprietăţilor şi a stării de tensiuni. Astfel, structura de călire, care se află în afara echilibrului, va fi înlocuită, în funcţie de temperatura de încălzire şi durata de menţinere, cu o structură mai apropiată de echilibru. Revenirea este un tratament termic final şi în funcţie de proprietăţile mecanice necesare în exploatarea produselor, se stabilesc parametrii tehnologici.

12.2 Stadiile revenirii. Comportarea la revenire a oţelurilor carbon şi aliate După călire, cum s-a arătat înainte, structura este formată în mod normal, din martensită şi austenită reziduală. Aceste structuri, în afară de echilibru, în urma încălzirii şi menţinerii se vor transforma progresiv cu creşterea temperaturii în structuri mai apropiate de echilibru. În funcţie de temperatură, pentru oţelurile carbon, se deosebesc patru stadii: 1) 80…1600 C, precipitarea unei faze bogate în carbon: M  M’ + , η 2) 230…2800 C, descompunerea austenitei reziduale: A  B’ 3) 160…4000 C, formarea şi creşterea cristalelor de cementită: η,   F3C

265

REVENIREA

4) 400…700 0C, coagularea şi sferoidizarea cristalelor de cementită. În primul stadiu, la temperaturi cuprinse între temperatura ambiantă şi 100150 °C, carbonul are tendinţa de a părăsi locurile ”z” pe care le ocupă în reţeaua de martensită. Această deplasare nu este însoţită de nici o precipitare vizibilă, carbonul se aşează pe dislocaţiile reţelei cristaline. Acest stadiu poate fi pus în evidenţă la oţeluri care conţin peste 0,25%C. Deplasarea carbonului conduce la o relaxare a tensiunilor de ordinul III , Rp0,2 creşte, iar Rm variază puţin. Începând de la 130°C şi continuând până la 250300 °C, are loc o precipitare a carburilor de tranziţie η (Fe2C) şi ε (Fe2,4C) la marginea maclelor de martensită. Apariţia carburilor η şi ε duce la deformarea reţelei cristaline (fig. 12.1).

Fig. 12.1 Schema deformării reţelei la apariţia unui germen de fază nouă, reţeaua de martensită şi de carbură fiind strâns legate între ele (coerente) [1]

Este interesant de remarcat că, în timpul transformării martensitice, între Ms şi Mf , pentru răciri relativ lente, poate avea loc o autorevenire a martensitei care începe cu o precipitare şi chiar cu o precipitare a carbonului sub formă de carbură η şi ε. Deplasarea atomilor de carbon dinspre soluţia solidă suprasaturată ( martensita ) spre compusul definit ( carbura ) se face cu atât mai repede cu cât oţelul are mai mult carbon şi temperatura de revenire este mai mare. Un rol important în formarea carburii de fier îl au dislocaţiile. Cristalele de carbură  au formă de plăcuţe subţiri cu grosimea de ordinul a câtorva straturi de atomi şi sunt coerent legate de reţeaua soluţiei ’ a martensitei (fig.12.2). Între aceste faze, ’, η şi  apar deformări puternice ale reţelei cristaline, cauzate de diferenţele de volume specifice dintre ele. În jurul cristalelor de carburi η şi  apar treptat zone de soluţie solidă ” cu un conţinut de carbon mai mic decât al martensitei ’. Astfel, structura va

266

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

fi formată din două soluţii solide ’ şi ” cu concentraţii diferite în carbon.

Fig. 12.2 Schema structurii martensitei de revenire ( primul stadiu ) [2]

Datorită separării ( precipitării ) carburilor are loc o reducere treptată a gradului de tetragonalitate a martensitei ( c / a  1 ), iar pe curba dilatometrică se înregistrează o contracţie (fig. 12.3 ). Această contracţie este provocată de faptul că atomii de carbon “ îngheţaţi ” în reţeaua de martensită tetragonală capătă o mobilitate mai mare şi difuzează în locurile intermediare ale reţelei, care au un volum mai mare.

Fig. 12.3 Curba dilatometrică a revenirii oţelului carbon [2]

267

REVENIREA

Structura care se formează este o martensită de revenire (martensită, α' α" ) care se atacă mai uşor cu reactivi metalografici datorită eterogenităţii şi prezenţei carburilor fin dispersate. Din această cauză această martensită mai poartă numele de martensită neagră. Particulele de carburi înconjoară marginile blocurilor în mozaic (subgrăunţilor). Duritatea scade foarte puţin ca urmare a trecerii de la martensita tetragonală spre martensita cubică. În cazul oţelurilor conţinând mai mult de 0,8 % C acest proces poate provoca la început o uşoară creştere a durităţii (fig 12.4).

Fig.12.4 Influenţa temperaturii de revenire şi a conţinutului de carbon asupra durităţii; structura iniţială : martensitică [3]

Transformarea ce are loc în acest interval de temperaturi poate fi scrisă sub forma reacţiei : 0

... 300 C Mcăl 100      Mrev +η (Fe2C)+ (Fe2,4C) coerente

(12.1)

Stadiul al doilea are loc între 230 şi 2800 C şi este caracterizat în principal de descompunerea austenitei reziduale la oţelurile carbon cu peste 0,5 % C şi la cele aliate cu peste 0,4 % C. Austenita reziduală se poate transforma izoterm, cu formarea de bainită inferioară, sau se poate transforma în martensită de revenire. Această transformare este importantă

268

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

pentru faptul că are ca efect o creştere în volum specific (fig. 12.3) şi de duritate. Cele mai multe oţeluri au timpi de incubaţie a transformării austenitei la menţineri izoterme relativ scurţi în comparaţie cu duratele de revenire. Transformarea austenitei reziduale le revenire, în general, se aseamănă cu transformarea austenitei suprarăcite, care a fost descrisă pe baza diagramelor TTT izotermice. Atunci când după călire în structura oţelurilor carbon coexistă austenita reziduală şi martensita, se consideră că prin transformarea austenitei, se formează aceeaşi structură ca şi prin descompunerea martensitei la aceeaşi temperatură şi durată de încălzire, numai că, coerenţa cu masa de bază a celor două structuri formate este diferită. De exemplu compoziţia fazică rezultată în urma descompunerii austenitei reziduale la un oţel nealiat, cu 1 % C este formată din martensită cu conţinut scăzut de carbon şi particule de carburi, adică aceleaşi faze ca şi cele obţinute la revenirea martensitei la aceeaşi temperatură, însă cu o altă stare structurală. Stadiul al treilea în intervalul 280 – 4000 C este caracterizat de formarea şi creşterea cristalelor de cementită. În acest stadiu se continuă separarea treptată a carbonului din soluţia solidă, cresc particulele de carburi, are loc un început de coagulare a acestora prin dizolvarea celor de dimensiuni mai mici şi creşterea celor de dimensiuni mai mari. Se micşorează gradul de tetragonalitate a martensitei şi se micşorează volumul şi ca urmare pe curba dilatometrică are loc o contracţie accentuată (vezi fig. 12.3). Carburile intermediare de tranziţie FexC, (Fe2C, Fe2,4C, etc. ) se transformă în cementită. Concentraţia în carbon a soluţiei solide ” ajunge la 0,1 % C după o revenire de o oră la 300 0C. Până la 3000 C se păstrează coerenţa dintre cele două faze ( ” şi  ). La temperaturi peste 350…400 0C se pierde coerenţa dintre reţelele cristaline ale carburii şi feritei. Forma carburilor se apropie de forma sferică. Tot în acest stadiu are loc poligonizarea fazei  (se formează o substructură ) şi se reduc tensiunile de ordinul II. Structura formată după revenirea la 350…400 0C se numeşte troostită de revenire (are duritatea de 35…40 HRC, dependentă de duritatea austenitei din care provine), care păstrează caracterul acicular, caracteristic martensitei din care s-a format. Stadiul al patrulea în intervalul 400…700 0C se caracterizează prin continuarea coalescenţei şi sferoidizării cristalelor de cementită, proces ce începe în al doilea stadiu dar se desfăşoară cu viteză maximă în acest ultim stadiu. Dimensiunile particulelor de carburi ajung la aproximativ 3 m

269

REVENIREA

(fig.12.5), iar în ferită se produce o recristalizare specifică ce duce la formarea unor grăunţi mici echiaxiali. Mecanismul de coalescenţă constă în deplasarea (migrarea) ato-

Fig. 12.5 Dependenţa dimensiunilor carburilor de fier, dintr-un oţel carbon, de temperatura de revenire; mxa – de-a lungul axei x myb – de-a lungul axei y

mzc– de-a lungul axei z [5]

milor de carbon prin difuzie (prin intermediul soluţiei solide ) începând de la carburile mici spre carburile mai groase. Carburile fine, instabile din punct de vedere termodinamic, se dizolvă în soluţia solidă determinând astfel diferenţa de concentraţie în soluţia solidă. În locurile unde a avut loc dizolvarea, concentraţia de carbon este mai mare decât în locurile unde aceasta nu a avut loc. Datorită gradientului de concentraţie atomii se deplasează prin difuzie spre locurile mai sărace în carbon. Astfel, se îmbogăţeşte în carbon soluţia solidă  în apropierea carburilor grosolane, contribuind la creşterea în continuare a lor. Duritatea se reduce sensibil. Pentru oţelurile slab aliate şi nealiate, acest proces se intensifică cu creşterea temperaturii până la Ac1. La oţelurile cu conţinuturi mari în elementele de aliere se formează, la temperaturi de 500…5500 C, carburi speciale. Separarea acestor carburi este legată de o nouă creştere a durităţii, acest fenomen numindu-se călire secundară sau durificare secundară. Dacă se depăşeşte temperatura de aproximativ 5500 C, carburile speciale se aglomerează şi are loc o scădere accentuată a durităţii. Structura care se formează este sorbita de revenire. La temperaturi în apropierea punctului Ac1 se formează perlita, carburile din troostita, sorbita şi perlita de revenire având o formă globulară. Elementele de aliere din oţeluri influenţează transformările care au loc la revenire, în special în stadiile unde are loc difuzia. În primul stadiu

270

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

influenţa elementelor de aliere este slabă, în schimb în stadiul al II-lea această influenţă este mai mare. Siliciul şi elementele de aliere care formează carburi ( Cr, V, Ti, Mo, W, ş.a. ) încetinesc stadiul de descompunere a martensitei, menţinând starea de soluţie solidă suprasaturată până la temperaturi mai înalte. Acţiunile nichelului şi a manganului sunt mai slabe. Toate elementele de aliere încetinesc descompunerea austenitei reziduale şi măresc temperatura de transformare. Efectele cele mai mari le au manganul, cromul şi siliciul. La oţelurile aliate care au în diagrama TTT două domenii distincte de transformare ( perlitic şi bainitic ) şi la revenire se vor observa două domenii de transformare. Pentru a se forma bainita trebuie să menţinem produsul un anumit timp la o temperatură constantă pe când martensita se va forma în timpul răcirii de la temperatura de revenire. La oţelurile rapide şi la oţelurile înalt aliate cu crom, pentru scule de prelucrare la cald, transformarea austenitei reziduale are loc la 400…600 °C , având ca urmare o creştere a durităţii. Transformarea austenitei reziduale în martensită, la răcire ulterioară de la aceste temperaturi ridicate, este determinată de sărăcirea austenitei reziduale în carbon şi în elemente de aliere la revenire şi, ca urmare, are loc ridicarea temperaturii punctului Ms al austenitei reziduale. Elementele de aliere influenţează foarte mult asupra fenomenelor de coalescenţă a carburilor. Vanadiul, molibdenul, wolframul , cromul şi siliciul frânează coalescenţa. Din această cauză oţelurile aliate cu aceste elemente de aliere au după revenire o dispersie mult mai mare a carburilor. Nichelul şi cobaltul nu influenţează practic coalescenţa. La temperaturi mai mari de 400…450 °C are loc un proces de redistribuire, prin difuzie, a elementelor de aliere între ferită şi cementită. Elementele care formează carburi ( Mo, W, Cr ) difuzează din ferită în cementită, iar cele care nu formează carburi (Ni, Co, Si ) din cementită în ferită. Deci, la oţelurile aliate apare un stadiu suplimentar în timpul căruia au loc transformări în faza de carburi, în sensul că, după ce se precipită carbura de fier ( Fe3C ), aceasta începe să dizolve unele elemente de aliere (Mn, Cr, Mo, ş.a. ), devenind cementită aliată, iar prin creşterea temperaturii de revenire se transformă treptat în carbură aliată. În cele mai multe cazuri şi carburile aliate se transformă treptat în alte carburi aliate, mai stabile. Aşa de exemplu, în oţelurile aliate cu crom şi molibden pot avea loc transformările succesive: Fe3C  ( Fe, Cr )3C  ( Cr, Fe )4C  Cr4C  Cr7C3

(12.2)

REVENIREA

271

Fe3C  ( Fe, Mo )3C  ( Mo, Fe )2C  Mo2C

(12.3)

Matrice  ( Fe, Cr )3C  Cr7C3  Cr23C6

(12.4)

La temperaturi în jur de 500 0C este posibilă, în oţelurile bogat aliate, şi o precipitare fin dispersă de carburi complexe direct din faza . Aceste precipitate, posibil coerente, determină o creştere a durităţii oţelurilor (durificare prin precipitare). Aceste transformări care au loc la oţelurile aliate pot fi considerate ca al cincilea stadiu de revenire. Creşterea durităţii datorită transformării austenitei reziduale în martensită la răcirea ulterioară şi a fenomenului de precipitare a carburilor este caracteristică oţelurilor bogat aliate. Aceste fenomene sunt cunoscute sub denumirea de durificare secundară (fig. 12.6).

Fig. 12.6 Influenţa siliciului (a) , molibdenului şi cromului (b,c), asupra revenirii [4]

12.3 Evoluţia proprietăţilor mecanice Un otel în stare revenită este format, aşa cum s-a arătat, din precipitate (carburi) dure şi puţin deformabile, dispersate într-o matrice relativ ductilă. Precipitatele pot fi caracterizate prin compoziţia chimică, cantitatea (fracţia volumică), dimensiunea şi modul de repartizare a lor (şiruri, aglomerări, reţea, etc.) Matricea se poate caracteriza prin compoziţia sa, dimensiunea monocristalelor, densitatea de dislocaţii, ş.a. Caracteristicile mecanice evoluează şi ele, în timpul revenirii, de la starea iniţială călită, la cea de echilibru ( cu duritatea minimă).

272

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

A , % ; K C U ,d J /c m

Influenţa temperaturii de revenire asupra proprietăţilor mecanice a trei oţeluri A,B,C (tabelul 12.1) şi a oţelului 2C40 este arătată în figura 12.7. Din analiza acestei figuri rezultă:

Fig. 12.7 Influenţa temperaturii de revenire după călirea în ulei, asupra proprietăţilor mecanice ale oţelurilor A, B şi C din tab. 12.1 şi ale oţelului240 [4]

273

REVENIREA

până la 250-300 °C, adică şi domeniul de precipitare al carburii ε, rezistenţa la rupere Rm scade uşor, limita de elasticitate creşte notabil trecând printr-un maxim spre 300°C şi apoi scade; - începând cu 400 °C, Rm scade rapid cu temperatura, având o oarecare încetinire spre 500 °C; - alungirea A creşte tot timpul pentru oţelul Mn-Si, pentru celelalte două oţeluri creşte la început apoi scade având un minim la aproximativ 300 °C, apoi creşte în continuare; - rezilienţa KCU trece printr-un minim la 300 °C pentru oţelurile Mn-Si şi Cr-V şi la 450 °C pentru oţelul Cr-Mn-Si. Se poate reţine din această figură că la oţelurile studiate, limita de elasticitate a martensitei nerevenite este relativ scăzută şi că ea creşte rapid pentru temperaturi de revenire de 100 şi 250 °C, în timp ce celelalte caracteristici îşi păstrează valorile destul de ridicate. În practică este recomandabil de a evita revenirea în intervalul 250…400 °C. -

Tabelul 12.1 Compararea eficacităţii diverselor elemente de aliere [6]. Temperatura de V % transformare Ac1 Ac3 0,040 760 °C 810 °C 0,030 800 °C 875 °C

Oţelul

Marca

C %

Si %

Mn %

Cr %

A B

Mn Si Cr Mn Si

0,45 0,43

1,34 1,38

1,50 0,95

0,03 1,06

CrV

0,38

0,21

0,41

1,29 0,125 780 °C 840 °C

În figura 12.8 este ilustrată evoluţia durităţii unui oţel aliat cu molibden în funcţie de durata de revenire pentru diferite temperaturi. Influenţa predominantă a temperaturii este justificată prin faptul că fenomenele care intervin în cazul etapelor de revenire sunt controlate de difuzie. În figurile 12.9, 12.10, 12.11 şi tabelele 12.2, 12.3 sunt precizate caracteristicile mecanice obţinute după călire şi revenire pentru unele oţeluri mai des utilizate.

274

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 12.8 Influenţa temperaturii asupra durităţii după revenire a unui oţel cu Mo [4] Fig.12.9 Dependenţa caracteristicilor mecanice şi a forţei coercitive de temperatura de revenire pentru un oţel cu 0,8% C [5]

Tabelul 12.2 Proprietăţile mecanice ale oţelurilor carbon după călire şi revenire Tratament termic Oţel Proprietăţi Revenire 2 ore la Călire 1000 C 2000 C 3000 C 0,2 % C 1270 1460 1235 1110 Limita de curgere 0,3 % C 1360 1370 1270 1140 2 0,2 %, MN / m 0,5 % C 1670 1410 0,2 % C Rezistenţa la rupere la 1470 1690 1450 1340 0,3 % C tracţiune 1580 1605 1460 1240 MN / m2 0,5 % C 2040 1600 0,2 % C 5,0 6,0 6,0 9,0 0,3 % C Alungirea % 4,5 7,0 7,0 10,0 0,5 % C 4,0 7,0 0,2 % C 446 444 446 357 0,3 % C Duritatea ( DPN ) 564 517 502 420 0,5 % C 680 666 571 470

REVENIREA

275

Fig.12.10 Diagrama de revenire (variaţia proprietăţilor mecanice în funcţie de temperatura de revenire), pentru unele oţeluri standardizate [3]

276

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Fig. 12.11 Variaţia durităţii în funcţie de temperatura de revenire (durata de menţinere 1h) a aliajelor Fe-C martensitice [6] Tabelul 12.3 Influenţa tratamentului termic asupra caracteristicilor mecanice ale oţelului carbon cu 0,42 % C. Rm Rp0,2 A5 Z KCU Tratamentul termic MN / m2 MN / m2 % % dJ / cm2 Recoacere la 8800 C 550 350 20 52 9 0 Călire la 880 C ( răcire în 1300 1100 12 35 3 apă ) şi revenire la 3000 C Călire la 8800 C ( răcire în 620 430 22 55 14 apă ) şi revenire la 6000 C

12. 4 Parametrii tehnologici ai revenirii Temperatura de revenire se alege în funcţie de caracteristicile mecanice impuse piesei, ştiind că duritatea piesei călite scade o dată cu creşterea acestei temperaturi, iar tenacitatea creşte . În funcţie de temperatură se deosebesc trei tipuri de reveniri.

REVENIREA

277

Revenirea joasă este cuprinsă între 100 şi 250 0C. În urma acestei reveniri duritatea scade cu 1…3 unităţi HRC. Revenirea joasă se aplică pieselor şi sculelor din oţeluri cu conţinut ridicat de carbon în scopul păstrării durităţii ridicate, avantajoasă pentru rezistenţa la compresiune, încovoiere şi uzare. Ca produse tipice supuse călirii şi revenirii joase menţionăm: piese de uzare carburate sau carbonitrurate şi călite, piese de uzare călite superficial, scule aşchietoare şi de tăiere la rece din oţeluri carbon (OSC-uri ) şi slab aliate, scule de măsurare şi verificare, ş.a. Revenirea medie efectuată între 300 şi 450 0C se aplică pieselor cu rezistenţă la uzare medie (de exemplu pentru maşini agricole) şi a componentelor elastice ( arcuri, discuri elastice, segmenţi de reglare a uleiului, bucşe elastice pentru dispozitive de strângere, ş.a. ). Revenirea înaltă, în intervalul 450…650 0C se aplică la numeroase piese de răspundere (organe de maşini în mişcare) care trebuie să întrunească atât caracteristici de rezistenţă statică şi la oboseală cât şi caracteristici de plasticitate şi tenacitate ridicate ( osii, axe, arbori drepţi şi cotiţi, roţi dinţate, fuzete, biele, etc. ). Călirea urmată de revenire înaltă poartă denumirea de îmbunătăţire. Îmbunătăţirea este un tratament aplicat, în general, oţelurilor de construcţie cu un conţinut mediu de carbon (0,3 – 0,5 %C) care asigură proprietăţi specifice. În urma îmbunătăţirii cresc foarte mult proprietăţile la solicitări dinamice (rezilienţa). Îmbunătăţirea poate fi atât un tratament final cât şi unul primar. Se foloseşte ca tratament final, înainte de prelucrările mecanice, în cazurile când piesele de formă complicată trebuie să aibă o rezilienţă ridicată şi după prelucrările mecanice, în cazurile când nu se poate aplica călirea din cauza deformaţiilor posibile şi a pericolului apariţiei fisurilor. Ca tratament termic primar se utilizează înaintea unor tratamente de suprafaţă (călirea superficială, nitrurarea). În anumite cazuri acest tratament se utilizează şi pentru îmbunătăţirea prelucrabilităţii oţelurilor hipoeutectoide preponderent feritice. Astfel dacă dorim să efectuăm deformarea la rece a unui oţel, călirea urmată de o revenire la 680-700 °C este benefică, iar dacă dorim să prelucrăm prin aşchiere un oţel de cementare, călire+ revenire la 550-590 °C asigură o bună prelucrabilitate. După revenire structurile au un caracter globular. Formarea structurilor globulare este favorabilă anumitor proprietăţi mecanice. Făcând o comparaţie între un oţel cu structură lamelară şi un oţel cu structură globulară se observă că duritatea, rezistenţa la rupere şi alungirea sunt aproximativ egale pentru cele două oţeluri în

278

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

schimb valorile limitei de elasticitate convenţională şi gâtuirea sunt mai ridicate pentru oţelul cu structură globulară (fig. 12.12).

Fig. 12.12 Relaţia între duritate şi Rm, Rpo,2 , Z, A pentru structuri lamelare obţinute prin călire izotermă ( ) şi structuri globulare obţinute prin călire şi revenire (- - - - ) [1]

Pentru revenirea medie şi înaltă este necesar să se cunoască modul în care temperatura de revenire influenţează asupra caracteristicilor mecanice de interes practic imediat (Rm, Rp0,2, A5, Z, KCU). În acest scop se utilizează diagramele de variaţie a caracteristicilor mecanice cu temperatura de revenire, trasate pentru fiecare oţel de îmbunătăţire (STAS 880 – 88 şi STAS 791 – 88) sau mai bine diagramele de acelaşi tip publicate în literatura de specialitate (care sunt mai complete şi mai exacte). Pentru a se determina temperatura optimă de revenire se pleacă de la caracteristicile mecanice minime impuse a se realiza. Aceste caracteristici se iau din desenul de execuţie al piesei (dacă sunt menţionate în condiţiile tehnice de pe desen) sau, în lipsa condiţiilor tehnice, din standardul de oţel. Recomandabil este să se ia o proprietate de rezistenţă (limita de curgere – Rp0,2 ) şi o caracteristică de tenacitate (gâtuirea – Z sau rezilienţa – KCU). Caracteristica de rezistenţă minimă determină temperatura maximă de revenire utilizabilă (Tmax în figura 12.9 pentru Rp0,2 min.), iar caracteristica de tenacitate minimă determină temperatura minimă de revenire (Tmin în figura 12.9 pentru KCUmin). Cu valorile obţinute se determină temperatura de revenire, ca temperatură medie: T rev 

T min  T max 2

(12.5)

279

REVENIREA

Valoarea obţinută este verificată, apoi, pentru tot setul de caracteristici mecanice impuse şi corectată ( dacă este cazul ). Durata de revenire. Deoarece revenirea este un tratament subcritic, a cărui temperatură nu depăşeşte, de regulă, 6500 C, regimul de încălzire este cel cu temperatură constantă a cuptorului, fixată cu circa 100 C peste temperatura de revenire aleasă sau calculată. Pentru calcule orientative se poate folosi şi relaţia: î = k · g

(12.6)

unde: g este grosimea maximă a piesei , în mm ; k- coeficient ce se va lua din tabelul de mai jos, pentru încălzirea în cuptoare electrice cu rezistoare. Tabelul 12.4. Valoarea coeficientului k în funcţie de temperatura de revenire

Trev, 0C k, min. / mm

150…200 0C 2,5

350 0C 1,8

450 0C 1,5

550 0C 1,2

650 0C 1,0

Durata de menţinere este: m = tr + eg;

(12.7)

unde: tr este durata necesară efectuării transformărilor; eg-- durata necesară egalizării termice. Durata de transformare (tr) este determinată, în special, de procesele de difuzie necesare transformărilor la revenire. Pentru revenirea joasă este suficientă o durată de menţinere de o oră. Pentru revenirea medie şi înaltă se foloseşte regula “ ora şi ţolul ” adică m = 1oră pentru fiecare 25mm din grosimea maximă a piesei. Procesele care au loc la revenirea medie şi înaltă sunt dependente atât de temperatură cât şi de durata de menţinere, care pot fi înglobate întrun singur parametru de revenire: Prev = Trev · ( 18 + logrev ) în care: Trev este temperatura de revenire, în °K;

(12.8)

280

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

rev - durata totală de revenire, în h. Duritatea şi caracteristicile mecanice de rezistenţă depind aproape liniar de Prev, în sensul că scad liniar cu creşterea parametrului de revenire. De exemplu, pentru duritate: Hrev = Hcăl – m · Prev.

(12.9)

Dacă se cunoaşte, pentru un oţel dat, corelaţia dintre duritatea după călire şi duritatea după revenire, figura 12.13, se poate determina Prev şi impunând o temperatură de revenire se determină durata de revenire sau invers. În felul acesta există mai multe regimuri de revenire (mai multe

Fig. 12.13 Duritatea după revenire în funcţie de duritate după călire [5]

combinaţii :Trev , rev ), care conduc la aceeaşi duritate (Hrev); ele se numesc regimuri izosclere ( izos = aceeaşi; scleros = duritate ). Ca exemplu, în figura 12. 14 se prezintă o astfel de corelaţie pentru oţelul OLC 45 în prealabil călit la 100 % martensită (Hcăl=740 HV 600 HB 60 HRC). Dacă, de exemplu, se cere o duritate Hrev = 320 HV este necesar un parametru de revenire: Prev 

740  320

 14000

(12.10)

0 , 03

Această valoare a parametrului se obţine în cel puţin următoarele trei combinaţii de temperatură şi durată (3 regimuri izosclere, tab. 12.5). Din exemplul de mai sus rezultă clar că influenţa cea mai mare o are temperatura de revenire, deoarece o creştere a acesteia cu numai 50 0C, reduce durata de 10…15 ori. Răcirea se poate face teoretic oricum, deoarece procesele urmărite

281

REVENIREA

Fig. 12.14 Variaţia durităţii cu temperatura şi durata de revenire la un oţel de îmbunătăţire şi deducerea regimurilor izosclere [5] Tabelul 12.5 Regimurile izosclere pentru obţinerea parametrului de revenire cu valoarea 14000

Trev, °K (0 C) rev, h

750 (477) 4,6

800 (527) 0,30

850 (577) 0,03

se desfăşoară în cursul încălzirii şi menţinerii, de aceea se preferă răcirea cea mai comodă şi mai economică, în aer liniştit, cu unele excepţii legate de răcire care se vor prezenta la fenomenul de fragilitate.

12.5 Fragilitatea la revenire După revenire se recomandă să se facă, în general, o răcire lentă împreună cu cuptorul sau, mai frecvent, în aer liniştit pentru a micşora tensiunile remanente. În practică se constată că la unele oţeluri, în anumite intervale de temperatură, după o răcire lentă apare o scădere marcantă a tenacităţii şi în special a rezilienţei (fig.12.15). Această scădere a rezilienţei şi chiar a altor caracteristici de tenacitate şi plasticitate conduce la fragilizarea oţelului, iar fenomenul poartă numele de fragilitate la revenire. Există două tipuri de fragilităţi la revenire: fragilitate ireversibilă sau

282

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

fragilitate la temperatură joasă (200 – 4000 C) numită uneori şi fragilitate la albastru sau la 350 °C şi fragilitate reversibilă sau la temperaturi înalte (450

Fig. 12.15 Modificarea rezilienţei oţelurilor în funcţie de temperatura de revenire şi de viteza de răcire ulterioară: I-răcire lentă, II-răcire rapidă, III- fragilitate ireversibilă, IV- fragilitate reversibilă [1]

– 5500 C) numită în literatură şi “ boala lui Krupp ”. Fragilitatea ireversibilă interesează mai puţin în cazul oţelurilor de îmbunătăţire care se revin deasupra temperaturii de 4000 C. Ea poate să apară în cazul unor oţeluri de arc deoarece carbonul mai ridicat şi alierea cu siliciu deplasează intervalul de fragilitate mai sus. Pentru a preîntâmpina apariţia acestei fragilităţi se recomandă ca oţelurile să se elaboreze în cuptoare bazice, iar dezoxidarea sau alierea cu siliciu să se facă după ce baia a fost în prealabil dezoxidată cu carbon, mangan sau aluminiu. O fragilitate de tip asemănător se întâlneşte în cazul oţelurilor care după călire au austenită reziduală şi care se transformă în intervalul 200 – 3000 C. În oţeluri carbon fragilitatea ireversibilă apare la 230 – 3300 C, iar la oţelurile aliate între 250 – 4000 C. Pentru evitarea fragilităţii ireversibile se recomandă evitarea revenirii la temperaturile la care ea apare, iar duratele de revenire în apropierea domeniului de temperaturi critice să fie cât mai scurte. Cauza apariţiei fragilităţii ireversibile este, cel mai probabil, datorată precipitărilor eterogene ale carburilor din martensită la marginea şi în interiorul grăunţilor în prezenţa impurităţilor P,S ş.a. Analiza prin spectroscopie AUGER a pus în evidenţă existenţa segregaţiilor de fosfor la marginea foştilor grăunţi de austenită. S-a constatat că la oţelurile de înaltă puritate nu se produce fenomenul de fragilitate.

283

REVENIREA

E n e rg ia d e ru p tu ra la 2 0 °C (C h a rp y -V )

Prezenţa cementitei, în cazul oţelurilor cu conţinut mediu de carbon, între şipcile de martensită, provoacă o creştere a fragilităţii. Prezenţa a 0,0061Ca poate să reducă fragilitatea ireversibilă ca urmare a favorizării formării unor precipitate de sulfură de mangan sub formă sferică. Observaţiile practice au arătat că prin scăderea conţinutului de fosfor sub 0,01 % concomitent cu scăderea manganului la 0,12 – 0,15 % se atenuează vizibil fragilitatea (fig.12.16). În figura 12.17 se arată efectul sul-

fului as

Fig. 12.16 Variaţia rezilienţei în funcţie de temperatura de revenire, pentru un oţel cu 0,3%C, 3,5% Ni, 1,7%Cr, austenitizat la 850°C [6]

T em p era tu ra d e rev en ire, °C

fului şi a temperaturii de austenitizare la călire asupra rezilienţei. Fragilitatea reversibilă este caracteristică oţelurilor de îmbunătăţire. Rolul hotărâtor în apariţia acestei fragilităţi îl are durata lungă de menţinere în intervalul de fragilitate şi răcirea lentă până la temperatura ambiantă. Fragilitatea reversibilă se produce chiar şi atunci când oţelul nu a fost în prealabil călit, ci numai normalizat ( de exemplu la detensionarea după sudare sau după îndreptare dacă temperatura de lucru este în domeniul de fragilitate, iar oţelul are tendinţa spre acest fenomen ). Tendinţa către fragilitatea de revenire se întâlneşte la oţelurile slab aliate cu: Mn, Cr – Mn, Mn – Si, Cr – Mn – Si, Cr – Ni deoarece elementele Ni, Cr, Mn contribuie la intensificarea segregaţiei impurităţilor din oţel. Pentru înlăturarea fragilităţii se recomandă răcirea rapidă în apă sau ulei de la temperatura de revenire sau alierea oţelurilor sensibile la fragilitate cu molibden (0,2 – 0,6 %) sau cu wolfram ( 1,0 – 1,5 % ). Prezenţa Mo în soluţia solidă de ferită reduce tendinţa P de a segrega, reţinându-l în interiorul grăunţilor, iar dacă P

284

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

E n e rg ia d e ru p tu ra la 2 0 °C (C h a rp y -V )

a segregat, el se opune efectului de fragilizare segregând şi el la mareginea grăunţilor. Fragilitatea de revenire poate fi determinată prin încercări de rezili-

Fig. 12.17 Efectul sulfului şi temperaturii de austenitizare asupra variaţiei rezilienţei în funcţie de tempera tura de revenire, pentru un oţel cu 0,3 %C; 3,5 %Ni; 1,7 %Cr; austenitizat la 1200°C, 3h şi la 850°C ,1h [6]

T em p era tu ra d e rev en ire, °C

enţă la temperatura ambiantă ( cu durate variabile de menţinere şi răciri lente sau rapide ) sau prin determinarea pragului de fragilitate, executând încercări de rezilienţă la diferite temperaturi între – 1800 C şi + 2000 C. Cu cât probele supuse încercării au o rezilienţă mai mare, cu atât suprafaţa de rupere intergranulară este mai mică. Fragilitatea de revenire se produce îndeosebi la piese groase executate din oţeluri aliate pentru a se obţine călibilitatea necesară. În acest caz sunt necesare durate mari de menţinere la temperatura de revenire

REVENIREA

285

(menţinerea fiind dependentă de grosimea piesei) şi se răcesc lent în aer ( tot din cauza grosimii mari ). Fenomenul se produce cu intensitate maximă după revenire în intervalul 500 – 550 0C. În cazul pieselor subţiri sau de mici dimensiuni, se recomandă reveniri izosclere cu temperaturi mai înalte ( peste 600 0C ) şi durate scurte de menţinere, asociate cu răciri rapide. După răcirea rapidă este indicat să se aplice o detensionare la 400 – 4500 C cu răcire in aer. O măsură care dă rezultate bune o constituie răcirea pieselor mai subţiri dar de configuraţie complicată în băi de săruri la 3000 C, produsele mai mari se recomandă să fie răcite în trepte. Fragilitatea la temperaturi înalte are un caracter reversibil. O fragilitate datorată unei răciri lente de la 500 – 6500 C poate fi evitată prin efectuarea unei noi reveniri urmată de o răcire rapidă. Fragilitatea reversibilă se caracterizează printr-o scădere a rezilienţei, o creştere importantă a temperaturii de tranziţie ductil-fragil şi prin ruperi intergranulare, ca urmare a segregaţiilor elementelor P, As, Sb, Sn, la marginea grăunţilor iniţiali de austenită. În urma răcirii lente de la revenire are loc şi fenomenul de precipitare a Fe3C(N) la marginea grăunţilor. Răcirea rapidă face ca aceste particule să rămână în soluţia solidă. Unii cercetători explică fragilitatea prin difuzia atomilor anumitor elemente de aliere spre marginea grăunţilor îmbogăţind aceste margini fără formare de faze cu dispersie slabă ( carburi, fosfuri, etc. ). Conform acestor date o acţiune importantă este exercitată de zonele periferice îmbogăţite în fosfor care conduc la intensificarea fragilităţii. Oţelurile susceptibile la fragilitate de revenire nu trebuie să fie folosite pentru fabricarea pieselor care lucrează la temperaturi de 5006000 C.

12. 6 Previziunea prin calcul a durităţii după călire şi revenire Acumularea sub diferite forme a datelor experimentale referitoare la călibilitatea oţelurilor a permis elaborarea de programe de calcul pentru a prevedea proprietăţile mecanice după călire şi revenire. În acest scop se pot folosi diagramele TTT la răcire continuă, curbele HV(Δτ) sau curbele JOMINY.

286

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

MAYNIER şi colaboratorii săi, pe baza analizei sistematice a diagramelor TTT au stabilit curbe de regresie care permit să se prevadă comportarea oţelurilor la călire şi revenire în funcţie de compoziţia chimică şi de condiţiile de austenitizare. Organigrama de calcul propusă este arătată în figura 12.18.

Fig. 12.18 Organigrama de calcul in vederea prevederii proprietăţilor mecanice [4]

Pentru caracterizarea oţelului se apelează la vitezele critice, oţelul putând fi caracterizat prin trei viteze critice: v1- viteza critică de răcire martensitică; v2- viteza critică de răcire bainitică; v3- viteza de răcire critică corespunzătoare unei recoaceri. Valorile acestor viteze critice se pot calcula în funcţie de compoziţia chimică şi parametrul de austenitizare Pa (°C·h) astfel: lg v1 = 9,81- (4,62 %C + 1,05 %Mn + 0,54 %Ni + 0,50 %Cr + 0,66 %Mo + 0,00183 Pa); (12.11) lg v2 = 10,17 – (3,80 %C + 1,07 %Mn + 0,70 %Ni + 0,57 %Cr + 1,58 %Mo + 0,0032 Pa) (12.12) Dacă v 700 > v1, structura este formată numai din martensită; r Dacă v 700 > v2 structura nu conţine (F+P); r 700 Dacă v r < v3 structura conţine numai F+P . De fapt, modelul complet conţine zece viteze critice: - v1, v1(90), v1(50), v1(10), v1’ corespunde la yM = 1; 0,9; 0,5; 0,1 şi 0

287

REVENIREA

(viteza limită) - v2; v2(90); v2(50); v3(90); v3(90); v3 cu semnificaţie asemănătoare: yF+P = 0 (limită); 0,1; 0,5; 0,9 şi 1. Exemplu. Pentru un oţel care conţine 0,33 %C; 1,12 %Mn; 0,24 %Ni; 0,11 %Cr; 0,04 %Mo, care a fost austenitizat la 850°C timp de 1 oră, rezultă: v1 = 220000°C/h; v1(90) = 191200; v1(50) = 96000; v1(10) = 40500; v1’= 33600; v2 = 50500; v2(90) = 26600; v2(50) =11400; v3(90) = 3400; v3 = 2600. În figura 12.19 sunt reprezentate schematic aceste viteze critice calculate.

Fig. 12.19 vitezele critice: v1, v1(50), v2, v2(50), v3 [4].

Caracterizarea condiţiilor de răcire se poate face calculând v 700 în r diferite puncte ale pieselor simple (cilindru, placă cusături sudate etc.), utilizând relaţii stabilite, în funcţie de mediul de răcire. Exemplu : viteza de răcire în centrul unei piese cilindrice: apă: lg v 700 = - 1, 91 lg d ( mm ) + 8 , 08 ; r 700 ulei: lg v r = - 1, 63 lg d ( mm ) + 7 , 32 .

(12.13) (12.14)

Structura şi caracteristicile după călire. Determinarea vitezelor critice şi a vitezelor de răcire permit, calcularea prin interpolare a valorilor yM, yB, yF+P după călire. Astfel, duritatea după călire se calculează cu relaţia: HV= yM HV(M)+= yBHV(B) + yF+PHV(F+P)

(12.15)

288

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Durităţile constituenţilor sunt exprimate în funcţie de compoziţie şi de viteza de răcire. Exemplu : HV(M)= 127 + 949 %C+ 27 %Si+ 11 %Mn+ 8 %Ni+ 16 %Cr+ 21·lg v 700 r Duritatea martensitei depinde mai ales de conţinutul său în carbon, dar şi de viteza de răcire care are o influenţă majoră asupra microstructurii acesteia (dimensiunea monocristalelor, densitatea de dislocaţii etc.). În cazul oţelului analizat mai sus, din care s-a confecţionat un cilindru cu d=100mm, rezultă: - în centru: v 700 = 18600; yM = 0; yB = 0,73; yF+B = 0,27; HV = 273; r Rm= 842 MPa. - la suprafaţă: v 700 =284300; yM = 1; yB = yF+B =0; HV= 575; r Rm = 1903 MPa. Caracteristicile după revenire. Parametrul de revenire permite să ne dăm seama de evoluţia din timpul tratamentului şi se poate calcula cu relaţia: PR = (

1 TR

2,3 H R

lg τ r )

- 1

, °K

(12.16)

în care ΔHR este energia de activare egală cu 420 KJ·mol-1 pentru oţeluri conţinând mai mult de 0,04%Mo şi 240 KJ·mol-1, pentru conţinuturi mai mici. Utilizarea modelului se bazează pe constatarea experimentală că duritatea variază liniar în funcţie de 1/PR deasupra unei reveniri limită determinată de parametrul critic Pc , care se poate exprima cu relaţia: 10

= 1, 365 - [0,205%C

+ 0,233%Mo

+ 0,135%V]

(12.17)

Domeniul de temperaturi luate în considerare este cel superior la 450-500°C, adică domeniul unde are loc formarea şi coalescenţa carburilor. Caracteristicile diverşilor constituenţi M, B şi F+P după revenire, pot fi calculate pe baza compoziţiei chimice şi a parametrului PR, cunoscând duritatea după călire. Exemplu. Pentru martensita revenită rezultă:

289

REVENIREA

HV’(M) = -74 – 434 %C – 368 %Si + 15 %Mn + 37 %Ni + 17 %Cr-355 %Mo – 2235 %V + 103 PR-1 [260 + 616 %C + +321 %Si – 21 %Mn – 35 %Ni- 11 %Cr + 352 %Mo + +2345%V] Pentru oţelul analizat mai sus, în suprafaţa cilindrului cu d=100 (100 % M), rezultă: HV=278; Rm= 837 MPa, după o revenire la 650°C, timp de 2 ore. Pe baza unor modele foarte performante se poate prevedea ansamblul proprietăţilor mecanice care rezultă după călire şi revenire în toate punctele unei piese. Utilizarea curbelor JOMINY sau a curbelor HV(Δτ). Dacă probele JOMINY sunt supuse la diferite temperaturi de revenire, pe baza unor diagrame se pot selecţiona şi alege condiţiile de revenire. În figura 12.20 se prezintă schematic un exemplu pentru un cilindru de Φ100mm, călit în ulei (H=0,015mm-1), care va avea în miez o duritate de 420HV pentru o revenire la 600°C şi o duritate de 540HV pentru o revenire la 500°C .

Fig. 12.20 Utilizarea unei nomograme pentru prevederea caracteristicilor după revenire [4].

MURRY a propus, pentru oţeluri care nu prezintă durificare secundară, un model care simulează evoluţia caracteristicilor mecanice în timpul revenirii.

290

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

Duritatea după revenire HVR se poate calcula în funcţie de duritatea după călire HVC cu relaţia: HVR = HVmax - (HVmax - HVmin) · exp (-a·HV CP )

(12.18)

unde: HVmax - duritatea maximă dependentă de compoziţia chimică şi de condiţiile de revenire; HVmin - duritatea structurilor de echilibru (calculabile); a = exp (0,42 - 6p); p = 4,33 – 5,05 ·10-3 ·TR TR - temperatura de revenire corespunzătoare unei durate de menţinere de 1 oră. Pe baza acestei relaţii s-au construit diagrame HVR/HVC pentru fiecare temperatură de revenire şi pentru valorile HVmax şi HVmin fixate. Cunoscând un singur punct HVR/HVC determinat experimental sau calculat, plecând de la revenirea martensitei (model MAYNIER), se poate selecta curba de evoluţie a mărcii de oţel studiat, a căror valori HVmin au fost în prealabil calculate. Calculul durităţii după revenire se poate face şi pe baza diagramelor care arată influenţa carbonului şi a elementelor de aliere asupra acestei durităţi [fig. 12.21 ].

Fig. 12.21 Diagrame HVR/HVC pentru TR = 1oră (schematic) [4]

Figura 12.22 reprezintă variaţiile, în cursul revenirii, a durităţii

291

D u rita te a , H R C

D u rita te a , H V

REVENIREA

Fig. 12. 22 Variaţia durităţii martensitei oţelurilor carbon în cursul revenirii, în funcţie de conţinutul în carbon şi temperatura de revenire, pentru o durată de revenire de o oră. [6]

C arb on , %

martensitei oţelurilor carbon în funcţie de conţinutul în carbon ( între 0,12 % şi 0,98 % carbon ) şi de temperatura de revenire, pentru o durată de revenire de o oră. S-a studiat influenţa elementelor de aliere asupra durităţii oţelurilor, adică Mn, P, Si, Ni, Cr, Mo şi V până la conţinuturi care nu depăşesc respectiv: 1,95 %; 0,27 %; 0,85 %; 1,55 %; 0,63 %; 0,41 % şi 0,18 %. S-a constatat că duritatea martensitei în stare brută de călire nu este afectată de elementele de aliere, iar evoluţia durităţii în cursul revenirii, corespunzătoare aceluiaşi conţinut în elemente de aliere, este independentă de conţinutul de carbon. Ca exemple, figurile 12.19  12.22 reproduc rezultatele obţinute pentru temperaturile de 2040 C, 3160 C, 5380 C şi 6490 C. În figura 12.23, referitoare la revenirea la 2040 C, se poate observa că singurele elemente care au efecte semnificative sunt vanadiul şi siliciul şi, cu un grad mai scăzut, cromul şi nichelul. Figura 12.24 arată că la 3160 C influenţa tuturor elementelor, cu excepţia nichelului, este mult mai importantă decât la 2040 C şi această influenţă este semnificativă pentru fosfor, molibden şi mangan care au un efect nul la 2040 C. Se poate observa, de asemenea, că siliciul are un efect foarte important, care poate fi pus în legătură cu întârzierea dată de acest element transformării carburii  în cementită. Figurile 12. 25 şi 12. 26, referitoare la temperaturile de revenire de 5380 C şi 6490 C arată în mod clar influenţa importantă a elementelor carburigene, molibdenul şi mai ales vanadiul, asupra rezistenţei după

292

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

E lem en tele d e a liere, %

Fig. 12.23 Influenţa elementelor de aliere asupra durităţii martensitei după revenire la 204°C [6]

E lem en tele d e a liere, %

Fig. 12.25 Influenţa elementelor de aliere asupra durităţii martensitei după revenire la 538°C [6]

E lem en tele d e a liere, %

Fig. Fig. 12.24 12.20 Influenţa Influenţa elementelor elementelor de asupra durităţii durităţii de aliere aliere asupra martensitei după martensitei după revenire revenire la la 316°C 316°C [6] [9]

E lem en tele d e a liere, %

Fig. 12.26 Influenţa elementelor de aliere asupra durităţii martensitei după revenire la 649°C [6]

revenire dată de aceste elemente ca urmare a formării cementitei aliate sau chiar a aceloraşi carburi aliate. Din contră, se observă că nichelul rămâne practic fără efect oricare ar fi temperatura de revenire. Plecând de la aceste diagrame este uşor să se determine creşterea de duritate HV corespunzătoare fiecărui element de aliere prezent în oţel, dată

293

REVENIREA

pentru o revenire de o oră efectuată la o anumită temperatură. Adăugând valorilor astfel găsite duritatea corespunzătoare conţinutului de carbon al oţelului conform figurii 12.22, se poate estima cu o bună precizie duritatea finală după durificare prin călire şi revenire a oţelului considerat, după formula de mai jos [9]: HV (pentru temperatura de revenire considerată )= HV (determinată plecând de la fig. 12. 18) + HVMn + HVSi + HVNi + HVMo

(12.19)

unde valorile pentru HV pentru fiecare element sunt luate din diagrame corespunzătoare temperaturii de revenire considerate şi conţinutului procentual în elemente de aliere. Exemplu: un oţel cu 0,4 %C; 0,6 %Mn; 1 %Cr; 0,2 %Si; va avea după revenire la 530 °C duritatea de: HV = 200 + 38 + 44 + 18  300HV Se observă că, prin această metodă calculul se rezumă la o simplă adunare. Prin compararea rezultatelor obţinute prin calcul şi cele măsurate pentru diferite oţeluri martensitice s-a arătat că există un bun acord între aceste rezultate, cu foarte mici diferenţe date fie de prezenţa austenitei reziduale (pentru reveniri la temperaturi scăzute), fie prin punerea în soluţie incompletă în austenită a anumitor elemente de aliere. În cele de mai sus valorile de duritate determinate prin calcul corespund unei durate de revenire de o oră. Acestea sunt uşor de convertit în valori de duritate pentru alte durate de revenire utilizând parametrul de echivalenţă timp – temperatură HOLLOMON ŞI JAFFE. Această metodă de previziune prin calcul a durităţii după revenire plecând de la compoziţia chimică este relativ simplă ca principiu, dar necesită utilizarea de numeroase diagrame, ca şi, în anumite cazuri, a relaţiilor de echivalenţă.

294

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

BIBLIOGRAFIE 1. LACHTINE, I., Metalographie et traitements thermiques des metaux, quatrieme edition, Edition MIR- Moscou, 1986. 2. KOVACS ŞT., Tehnologia şi utilajele tratamentelor termice, litografia Institutului Politehnic Cluj-Napoca, 1982. 3. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura DACIA, CLUJ-NAPOCA, 1987. 4. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 2-12-260121-6. 5. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor tehnice, Editura Tehnică, Bucureşti, 1974. 6. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes de base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9.

Capitolul 13

PATENTAREA SÂRMELOR 13.1 Etapele desfăşurării procesului de patentare Patentarea reprezintă tratamentul termic aplicat sârmelor din oţel cu conţinut mediu şi ridicat de carbon, care constă dintr-o încălzire la o temperatură superioară intervalului de transformare, urmată de o răcire la o temperatură sub Ac1, cu transformare izotermă, într-un mediu corespunzător pentru obţinerea structurii sorbitice sau sorbito - perlitice. Structurile de la care se porneşte la patentare pot fi structuri ferito perlitice mai mult sau mai puţin grosolane, rezultate în urma răcirii sârmelor laminate la cald, fie structuri de deformare la rece cu cristalele puternic alungite pe direcţia principală de deformare, rezultate în urma tragerii sau trefilării sârmelor până aproape de limita capacităţii lor de deformare la rece. Oţelurile care se pretează la patentare sunt oţelurile carbon, cu conţinut de carbon peste 0,35...0,4%. Trebuie avute în vedere următoarele două aspecte: - un conţinut scăzut de carbon duce la formarea separărilor de ferită proeutectoidă, care înrăutăţeşte proprietăţile structurii de patentare; - un conţinut ridicat de carbon duce la formarea a structurii în şiruri. Din acest punct de vedere cel mai indicat oţel este cel eutectoid ( 0,77 % C ). În ceea ce priveşte oţelurile aliate, patentarea acestora nu se obişnuieşte în practică, deoarece efectul patentării este limitat. Scopul patentării este îmbunătăţirea trefilabilităţii şi a proprietăţilor mecanice ale sârmelor, putându-se face preliminar şi / sau intermediar trefilării. În funcţie de dimensiunea sârmei, patentarea se realizează conform uneia din următoarele variante tehnologice: - continuu, când operaţiile de încălzire şi răcire ale produsului derulat se fac în flux continuu. Este destinată patentării sârmelor cu

296

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

diametrul de 6 şi 7 mm. Operaţia constă din încălzirea sârmelor în fir desfăşurat, urmată de răcirea lor izotermă în baie de plumb topit; - prin imersiune, când produsul feros rămâne sub formă de colac sau bobină în timpul efectuării tratamentului termic. Este destinată patentării sârmelor de 8 mm şi de peste 8 mm. Încălzirea pentru austenitizare se realizează într-un cuptor tip cameră, urmată de răcirea (călirea) izotermă într-o baie de săruri topite ( NaNO3 ). În vederea trefilării sârmele trebuie să îndeplinească, în principal, două cerinţe: deformabilitate bună, mai precis ductilitate ridicată, asociată cu o înaltă rezistenţă. Structura metalografică ce îndeplineşte aceste cerinţe este perlita sorbitică ( sorbita vermiculară ). Aceasta este, de fapt, o structură perlitică cu lamele foarte fine de cementită într-o masă de ferită. Cu cât sunt mai fine plachetele de cementită, cu cât este mai mică distanţa dintre ele şi cu cât sunt mai reduse separările de ferită proeutectoidă, cu atât sunt mai ridicate caracteristicile de rezistenţă şi de plasticitate. Structura sorbitică ce se doreşte a se obţine este cea la care grosimea plăcilor de cementită este de 200...400 Angstromi, iar a intervalului dintre ele de 1000...2000 Angstromi. Pentru a realiza o structură omogenă, transformarea perlitică trebuie realizată la o temperatură constantă şi într-un timp cât mai scurt. Temperatura băii de patentare este uzual cuprinsă între 460 şi 5500C, în funcţie de conţinutul în carbon al oţelului şi de alţi factori tehnologici. În acest interval de temperaturi vitezele de transformare sunt maxime, iar structura este dominant sorbitică. În structura de patentare a oţelurilor hipereutectoide, în afară de sorbită, coexistă însă şi carburi (separate înainte sau în cursul transformării), nu însă şi cementită secundară, care se poate forma numai atunci când vitezele de răcire sunt relativ mici ( sub 15 0 C / secundă ). Răcirea sârmei până la temperatura de patentare trebuie realizată în perioada de incubaţie, condiţie îndeplinită de patentarea în baie de plumb. Atunci când patentarea se realizează în băi de săruri topite, curba de răcire intersectează curbele de transformare la temperaturi mai înalte, situate în afara cotului perlitic şi astfel structura reală după patentare este neomogenă, conţinând şi constituenţi formaţi la răcirea continuă. Diferenţele dintre vitezele de răcire în plumb şi respectiv în săruri topite rezultă din valorile diferite coeficientului de transmitere a căldurii şi ale coeficientului de conductibilitate termică . Răcirea izotermă ideală trebuie să urmărească traiectoria curbei 1, (fig.13.1) caracteristic acesteia fiind faptul că pe toată durata patentării temperatura sârmei rămâne neschimbată. În realitate, în cursul patentării

PATENTAREA SĂRMELOR

297

reale există trei faze distincte, corespunzătoare traiectoriei curbei 2, care se succed în timp şi anume:

Fig. 13.1 Schema răcirii la patentare

- faza I: Răcirea sârmei austenitizate de la temperatura TA până la temperatura de patentare TP. În această fază de incubaţie materialul cedează mediului de răcire căldura sa fizică, corespunzătoare scăderii sale de temperatură. - faza a II-a: Transformarea austenitei subrăcite (după intersectarea ei cu cotul perlitic) în structură sorbitică sau sorbito - bainitică (superioară). În momentul în care începe transformarea, sârma se încălzeşte, iar curba de răcire prezintă o creştere de la punctul B’ la C’ ca urmare a degajării căldurii la transformarea perlitică. Căldura astfel formată este cedată apoi treptat, pe măsura transformării austenitei în perlită. Deci, în realitate, procesul de patentare are loc la o temperatură superioară mediului de răcire utilizat ( indiferent de natura lui ), chiar dacă înainte de începerea transformării ( din austenită în perlită ) sârma a ajuns la temperatura acestuia. - faza a III-a: Răcirea sârmei, după transformare în sorbită, până la temperatura mediului. În mod normal, în această fază, în sârmă, nu mai au loc transformări structurale. În concluzie, se poate spune că în realitate la patentare temperatura sârmei urmează traiectoria curbei 2 şi nu a curbei 1.

298

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

În cazul în care în prima fază răcirea nu a fost suficient de intensă şi sârma nu a ajuns la temperatura mediului, curba de răcire are evoluţia descrisă de curba 3. În acest caz răcirea se desfăşoară în acelaşi timp cu transformarea perlitică, devenind astfel numai parţial continuă.

13.2 Utilaje şi instalaţii pentru patentare Instalaţiile de patentare în flux continuu. Aceste instalaţii realizează atât patentarea cât şi pregătirea suprafeţei sârmei pentru trefilare. Schema unei astfel de instalaţii este arătată în figura 13.2 :

10 6

Fig. 13. 2 Schema unei instalaţii de patentare în flux continuu

Componentele acestei instalaţii sunt: 1- derulatoare de pe colaci, bobine sau coşuri cu ghidatoare şi aparate electrice de sudat cap la cap; 2 - cuptor de încălzire pentru austenitizare cu 3 zone de încălzire; 3 - baie de plumb pentru călire izotermă; 4 - bazin de răcire cu apă; 5 - bazin de decapare în acid sulfuric sau clorhidric, prevăzut cu recircularea soluţiei şi captarea noxelor; 6 - bazin de spălare cu apă sub presiune; 7 - bazin de cuprare sau fosfatare; 8 - bazin de spălare cu apă sub presiune; 9 - bazin de văruire sau boraxare; 10- etuvă pentru uscare cu aer cald; 11 - sistem de înfăşurare în colaci, bobine sau coşuri. În sectorul de derulare sârmele se vor suda cap la cap, numai în cazul sârmelor de aceeaşi dimensiune şi calitate, cu aparate de sudat electrice. Sârmele introduse pentru patentare, care sunt antrenate de acelaşi reductor vor fi de dimensiuni apropiate, diferenţa maximă fiind de 0,5 mm.

PATENTAREA SĂRMELOR

299

Cuptoarele de austenitizare şi băile de patentare au regimul termic automatizat, cu atmosferă reglabilă în cuptor. În cuptorul de încălzire, zonele 2 şi 3, sârmele trec prin mufle de material refractar. La ieşirea sârmelor din cuptorul de încălzire, înainte de introducerea în baia de patentare, se va etanşa cât mai bine acel spaţiu pentru a evita oxidarea suplimentară a sârmelor. La ieşirea din baia de patentare în Pb topit sârmele trec printr-un strat de nisip, apoi se răcesc cu apă pentru a nu provoca vapori acizi la intrarea în baia de decapare, pentru a înlătura urmele de nisip şi a fragiliza oxidul format pe ea. Soluţia de decapare va avea o concentraţie de 18..20 % acid sulfuric ( 222...225 g acid / l soluţie ) în greutate şi va fi încălzită la 60...70 0C, iar conţinutul de sulfat feros în soluţie va fi de maxim 250 g / l. Pentru păstrarea constantă a concentraţiei de acid este necesar să se facă o împrospătare continuă cu acid şi apă. După decapare sârma se spală cu jet de apă rece şi se şterge trecând printr-un strat de pietriş umezit. După decapare operaţia următoare este cea de acoperire a sârmei, care, în funcţie de programul de fabricaţie, poate fi realizată în trei moduri: a) Cuprarea în flux cu văruire Soluţia de cuprare este formată din: - sulfat de cupru 30...35 g / l soluţie; - acid sulfuric 50...55 g / l soluţie ( 4...6 % soluţie ); - clei de tâmplărie 0,35...0,4 g / l soluţie. După cuprare sârma se spală într-un bazin cu apă rece. Operaţia următoare este neutralizarea în lapte de var, la care sârma trece printr-un bazin cu lapte de var încălzit până la fierbere, având o concentraţie de 10...15 % pastă de var în apă. După văruire sârma trece în flux printr-un cuptor cu aer cald, unde are loc uscarea la o temperatură de 180...220 0C. După uscare sârma este înfăşurată pe aparatele de tip gravitaţional, unde se acumulează pe coşuri de 1000...1200 kg. b) Zincarea la cald cu scoaterea pe verticală a firelor După operaţiile de decapare şi spălare în flux sârma destinată zincării este condusă prin baia cu flux ( fondant ) care are următoarea compoziţie: 50 % Cl2Zn + 50 % NH4Cl şi care are următoarele roluri: - apără sârma de oxidare până la baia de zincare; - reacţionează cu sărurile de fier de pe sârmă şi le înlătură ( FeCl2, FeSO4 );

300

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

- înlătură restul de oxizi nedecapaţi; - produce o adezivitate a zincului pe sârmă, micşorând tensiunea superficială dintre zincul topit şi sârmă. După ieşirea din baia de flux sârmele sunt şterse prin intermediul unor fâşii de pânză sau cauciuc. Vanele pentru zincare sunt încălzite cu arzătoare laterale şi recircularea gazelor arse. Vanele şi tamburul din baia de zincare se construiesc din oţel Armco. Pentru zincarea la cald a sârmelor se va utiliza numai zinc R1 şi R1a. Temperatura băii de zincare este de 400...450 0C. Lungimea de imersie a firelor în baia de zincare este în funcţie de stratul de zinc ce trebuie depus şi de viteza de trecere a firelor prin baie. Pe suprafaţa băii de zincare se va pune un strat de antracit, iar la ieşirea firelor din baie un strat de mangal mărunţit. Tamburul pe care va trece sârma în baie va avea un diametru de 400 mm. În continuare, după zincare, sârma este condusă la aparatul de înfăşurat de tip gravitaţional şi acumulată pe coş. c) Fosfatarea în flux cu văruirea sau boraxarea Operaţiile de decapare, spălare cu apă, fosfatare, spălare cu apă, văruire sau boraxare şi uscare se fac succesiv în bazine dispuse în flux cu o durată scurtă de tratare, obţinându-se pelicule de fosfat bune, cu cristale fine şi uniforme. Datorită timpilor scurţi în care sârma de oţel trece prin operaţiile respective, fiecare din operaţiile procesului tehnologic trebuie accelerate prin asigurarea de condiţii corespunzătoare (concentraţii mărite la baia de decapare şi fosfatare, temperaturi de lucru mai mari). Ca accelerator, pe lângă azotatul de sodiu, sarea de fosfatare rapidă conţine şi azotit de sodiu care este şi el un oxidant destul de puternic. Avantajele procedeului continuu de fosfatare în comparaţie cu cel static sunt: - eliminarea muncii manuale; - consum redus de fosfatol; - calitatea superioară a peliculei de fosfat de-a lungul firului. Pentru fosfatarea în flux se foloseşte fosfatol rapid de tip VII. Baia de fosfatare în flux se încălzeşte la 38...60 0C. Grosimea stratului de fosfat depus pe sârmă trebuie să fie cuprinsă între 4...7,5 g / m2.

PATENTAREA SĂRMELOR

301

Instalaţiile de patentare prin imersie. În cuptorul cu imersie se patentează sârmele de oţel pentru beton precomprimat de 8...13,5 mm.

Fig. 13. 3 Schema unei instalaţii de patentare prin imersie

Instalaţia de patentare prin imersie este compusă din: 1- tamburi cu colaci de sârmă; 2 - cuptor de austenitizare; 3 - baie de săruri. Procesul de patentare a sârmei în cuptorul cu imersie constă din încălzirea cu gaz metan a sârmei aşezată în formă de colaci, în poziţie orizontală a axului colacului, cu firele răsfirate pe suport, la temperatura de 820...8600 C, timp de 25...60 minute, urmată de o răcire în baia de azotat de sodiu a cuptorului la temperatura de 400...4600 C, timp de 3...4 minute, urmată de o răcire cu apă la 200...3000 C într-un bazin aparte. Procesul de patentare a sârmei în cuptorul cu imersie este complet automatizat. Parametrii de lucru sunt în funcţie de dimensiunea şi calitatea sârmei de oţel. Nu se recomandă a se lucra cu o încărcătură de 2 colaci pe şarjă. Din practică, legătura dintre rezistenţa sârmei patentate şi conţinutul de carbon al sârmei este dată de relaţiile: - pentru C = 0.6...0.9 % şi   5 mm :  rp  2 

d   122  C  34    3  C  25 5 

- pentru C = 0.6...0.9 % şi   5 mm :

(13.1)

302

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE  rp  2 

5   122  C  34    3  C  25 d 

(13.2)

- pentru C  0.6 % şi   5 mm : d

  3C  5 

 rp  35  122  C  

(13.3)

- pentru C  0.6 % şi   5 mm : 5

  3 C  d 

 rp  35  122  C  

(13.4)

unde: rp este rezistenţa la rupere după patentare, daN / mm2; C - conţinutul în carbon al sârmei, %; d - diametrul sârmei, mm; Ta0- temperatura de austenitizare. În funcţie de conţinutul în elemente de aliere şi reziduale, rezistenţa după patentare se poate determina cu formula: rp = 267+(111Si+199Mn+1220P+231Cr+104Cu)(804S+264Al)-143D (13.5) unde: rp este rezistenţa la rupere după patentare, N / mm2; D - diametrul sârmei, mm; (elementele sunt date în procente ).

13.3 Temperatura de austenitizare. Temperatura de austenitizare a sârmelor se determină, în practică, cu formula: TA = 1000 - 233,3C unde: TA este temperatura de austenitizare, 0C; C - conţinutul în carbon al sârmei, %;

(13.6)

PATENTAREA SĂRMELOR

303

Temperaturile de încălzire practicate în practică se încadrează în categoria celor ridicate. Aceste temperaturi prezintă următoarele avantaje: - permit dizolvarea completă a carburilor precum şi a cementitei proeutectoide, dacă aceasta a apărut după laminarea la cald; acest fapt permite omogenizarea structurală a oţelurilor hipereutectoide, din categoria cărora face parte oţelul studiat; - permit uniformizarea chimică a grăunţilor, diminuând sensibil microsegregaţia din secţiunea transversală; - măresc granulaţia austenitică a sârmei; acest lucru duce la îmbunătăţirea ( creşterea ) rezistenţei sârmei patentate, iar la rezistenţă egală îmbunătăţeşte caracteristicile de plasticitate, deoarece grăunţii mari se transformă la tragere în fibre lungi, diminuând frecvenţa ruperii sârmelor în timpul operaţiilor de trefilare şi cablare ( toronare ); - măresc stabilitatea austenitei şi, implicit, măresc perioada de incubaţie ( de început de transformare perlitică ), favorizând răcirea sârmei înainte de începerea transformării. Folosirea unor temperaturi înalte prezintă, însă, şi câteva dezavantaje: - la conţinut egal în carbon micşorează caracteristicile de plasticitate ale sârmei patentate; - solicită mai intens cuptoarele de încălzire într-un domeniu de temperaturi apropiat de limitele lor constructive; - favorizează apariţia oxidului ( ţunderului ) şi a decarburării la suprafaţa sârmei. Temperatura sârmei, măsurată cu pirometrul optic între cuptor şi baia de plumb, va fi cu 30...50 0C mai mare decât temperatura de austenitizare calculată cu formula de mai sus. Pentru atingerea temperaturii necesare pentru austenitizare, o mare atenţie trebuie acordată stabilirii temperaturilor pe zonele de încălzire. a) La cuptoarele de radiaţie fără mufle temperaturile se vor fixa astfel: - zona III ( zona de ieşire ) cu 50...100 0C peste temperatura calculată cu formula de mai sus; - zonele II - I ( mijloc şi intrare ) cu 30...50 0C peste temperatura zonei III. b) La cuptoarele de radiaţie cu mufle de protecţie temperaturile se vor fixa astfel: - zona III cu 140...170 0C peste temperatura calculată cu formula de mai sus;

304

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

- zonele II - I cu 30...50 0C peste temperatura zonei III. c) La cuptoarele cu încălzire mixtă ( radiaţie şi convecţie forţată ), cuptoare echipate cu arzătoare cu impuls, aportul convecţiei este de 20...30 %, iar al radiaţiei de 70...80 %. Aceste cuptoare nu se echipează cu mufle de protecţie pentru a da posibilitatea gazelor arse să vină în contact direct cu sârma care se încălzeşte. Temperaturile pe zonele cuptorului se stabilesc astfel: - cu 80...110 0C peste temperatura calculată cu formula de mai sus, pentru zona III; - cu 30...60 0C peste temperatura zonei III, în zonele I şi II.

13.4 Durata de menţinere ( viteza sârmei ) În vederea realizării austenitizării întregii secţiuni a sârmei de oţel, aceasta trebuie menţinută în cuptorul de austenitizare o anumită perioadă. Pentru ca încălzirea să conducă la o structură omogenă a sârmei în secţiune transversală, se recomandă ca din timpul de încălzire total cota cea mai mare, circa 70 %, să fie folosită pentru egalizare ( de menţinere la temperatura de încălzire prescrisă ) şi numai restul de 30 % să fie utilizat pentru încălzirea la temperatura prescrisă. Acest lucru nu este îndeplinit în practica uzinală deoarece cuptoarele prezintă trei zone: de preîncălzire, de încălzire propriu-zisă şi de menţinere, toate aceste zone având lungimi aproximativ egale. Astfel, 66 % din lungimea cuptorului ( şi implicit a duratei totale de încălzire ) este ocupată de zonele de preîncălzire şi încălzire şi numai 33 % este folosită pentru menţinere. Lungimea utilă a cuptorului de austenitizare la patentarea în flux este de 18 m. Din această cauză structura obţinută după patentare şi mărimea grăuntelui nu mai sunt omogene, suprapunându-se peste neomogenităţile determinate de individualitatea şarjei şi de condiţiile de răcire ale sârmei după laminare. Ca urmare, creşte probabilitatea ca sârma patentată să prezinte, la rândul ei, variaţii semnificative ale proprietăţilor mecanice şi de comportare la trefilare. a) Pentru cuptoarele cu imersie, durata de menţinere pentru temperaturi cuprinse între 820...8600C s-a stabilit la 25...60 minute, în funcţie de conţinutul de carbon şi grosimea sârmei. b) Pentru patentarea în flux durata menţinerii coincide cu viteza sârmei.

PATENTAREA SĂRMELOR

305

La cuptoarele cu radiaţie viteza se calculează cu formula: vp =

0 ,9 × L T τ inc

, [ m / min]

(13.7)

în care: vp este viteza de patentare, în m / min.; LT - lungimea totală a cuptorului, în m; τînc - timpul de încălzire, în min. τînc = ( 0,36...0,60 ) , în min. (  în mm ); coeficientul de multiplicare a diametrului se ia: 0,36 pentru  = 2,2 mm 0,40 pentru  = 2,5...3,5 mm 0,45 pentru  = 3,8...4,5 mm 0,50 pentru  = 4,8...5,5 mm 0,55 pentru  = 6...8 mm 0,6 pentru  = 8,5...14 mm. La cuptoarele cu radiaţie şi convecţie forţată viteza se determină din caracteristica cuptorului: k = vd

m  mm m in

(13.8)

unde: k este caracteristica cuptorului şi depinde de lungimea cuptorului şi diametrul sârmei ( se găseşte în tabele ), în m  mm / min. ; v - viteza sârmei, în m / min.; d - diametrul sârmei, în mm. Valorile utilizate în practică pentru viteza sârmelor sunt date în tabel.

13.5 Temperatura de patentare Este, de asemenea, o caracteristică foarte importantă a procesului de patentare, alegerea unei temperaturi de patentare greşite ducând la realizarea unei structuri metalografice şi a unor proprietăţi mecanice necorespunzătoare. Prin temperatura de patentare se înţelege temperatura mediului de răcire (călire) în care este introdusă sârma, indiferent de natura acestuia, fără

306

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

să se ţină seama de căldura latentă a acesteia, degajată la transformarea sorbitică. Temperatura optimă de patentare este cuprinsă între 420 şi 590 0 C, cu condiţia ca structura rezultată să fie dominant sorbitică. Acest obiectiv se realizează numai dacă răcirea sârmei până la temperatura mediului de răcire este făcută în perioada de incubaţie, iar durata de menţinere în baie să fie suficientă pentru ca transformarea sorbitică să fie completă. La alegerea temperaturii de patentare trebuie să se ţină cont de următoarele aspecte: - temperatura de patentare să fie cu atât mai mare cu cât conţinutul în carbon al oţelului este mai mare şi diametrul sârmei este mai mic; - cu cât temperatura de austenitizare este mai mare, cu atât cea de patentare trebuie să fie mai mică. Rezistenţa la rupere depinde de temperatura de patentare, în intervalul de temperaturi 420...5900 C valoarea maximă obţinându-se în jurul valorii de 5350 C, în imediata apropiere a temperaturii corespunzătoare cotului perlitic. Temperatura de patentare depinde, în principal, de calitatea oţelului şi de dimensiunea sârmei.

13.6 Durata de patentare Durata de patentare necesară pentru transformarea izotermă a oţelurilor carbon se prezintă în figura de mai jos.

Timpul, s

30 25 20

550 C

500 C

10 5

450 C

0 0.45

0.6

0.9

Fig. 13. 4 Variaţia timpului de patentare în funcţie de conţinutul în carbon şi temperatură

1.2

Conţinutul în carbon, %

Astfel, la încălzirea la temperaturi înalte (care conduc la creşterea granulaţiei), durata de transformare creşte cu 10...25 %, dacă patentarea se

PATENTAREA SĂRMELOR

307

realizează la 500 0 C şi de 2...2,5 ori, dacă patentarea are loc la temperaturi peste 500 0 C. Datorită prezenţei în oţel a unor elemente reziduale, ca şi realizării patentării în afara zonei de temperaturi optime, durata necesară pentru transformare creşte de asemenea. Din această cauză se recomandă ca valoarea minimă a acesteia să nu fie sub 15 secunde, indiferent de diametrul sârmei. În practica uzinală valoarea duratei de menţinere la temperatura de patentare este de câteva ori mai mare. În cazul patentării prin imersie valorile duratei de patentare ( de menţinere în baia de săruri ) sunt cuprinse între 4 şi 8 minute. În ceea ce priveşte patentarea în flux durata de patentare coincide cu viteza sârmei. Valorile utilizate în practică sunt date în tabel. Lungimea utilă a băii de plumb este de 5,9 m. În figura 13.5 se prezintă diagrama ciclului de tratament termic a sârmelor. 1000

austenitizare 870

900

austenitizare

860

800

700

600

pate ntare 510

pate ntare

470

in f lu x

500

im e r s ie

400

300

200

100

0 0

6 .0 5

8 .0 5

3 0 .2

3 5 .2

Fig. 13.5 Ciclul de tratament termic a sârmelor

308

BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

BIBLIOGRAFIE 1. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura DACIA, CLUJ-NAPOCA, 1987. 2. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor tehnice, Editura Tehnică, Bucureşti, 1974.