CAP5_vol2

Tehnologia materialelor

124

C A P I T O L U L 5

T R A T A M E N T E T E R M I C E Ş I T E R M O C H I M I C E

TRATAMENTELE TERMICE sunt operaţii tehnologice de prelucrare la cald, aplicate produselor metalice în vederea realizării unor stări structurale şi de tensiune în corelaţie cu proprietăţile tehnologice şi de utilizare impuse de condiţiile de execuţie tehnologică sau de condiţiile de lucru din timpul serviciului. Acestea cuprind o succesiune de operaţii de încălzire şi răcire efectuate în strictă dependenţă cu temperaturile critice, respectiv transformările structurale care se produc în diferite metale şi aliaje toate fiind consemnate într-o diagramă numită ciclu termic sau ciclogramă de tratament termic [7] [11] [12]. Tratamentul termic trebuie să asigure în toată profunzimea piesei aceeaşi stare structurală (constituenţi de o anumită natură şi distribuţie) şi de tensiuni, evitând modificarea formei, dimensiunilor sau crăparea produsului. Starea structurală şi de tensiuni, ca şi compoziţia chimică, forma, dimensiunile şi tehnologia de execuţie sunt prestabilite din operaţia de proiectare a produsului, în conformitate cu rolul său funcţional. Produsele nu se tratează termic individual, decât în cazuri rare (piese unicat, de dimensiuni foarte mari, care prezintă anumite riscuri), ci grupat alcătuind „şarja" sau „încărcătura" introdusă simultan în agregatul de încălzire. Tratamentele termice ca activitate tehnologică metalurgică se aplică la scară industrială în cadrul unor secţii sau ateliere specializate, de sine stătătoare, cu utilaje specifice, înserate în fluxul general de fabricaţie al uzinei. Acelaşi produs poate fi supus la mai multe operaţii de tratament termic (schema): • tratamentul termic primar care se aplică lingourilor, pieselor brut

turnate sau forjate-matriţate şi se organizează în apropierea sau în incinta halei de turnătorie sau forjă, în scopul corectării unor stări structurale şi de tensiuni total nefavorabile operaţiilor ulterioare de prelucrare, deci în scopul conferirii semifabricatelor a unor proprietăţi tehnologice cu caracter temporar;

• tratamentul termic final sau secundar, care se aplică pieselor finite cu grad avansat de prelucrare şi se organizează în secţii de sine stătătoare amplasate între secţiile de prelucrări

Tratamente termice şi termochimice

125

TT primar (rec. de inmuiere,

normliz.)

TT primar (rec. de omog.)

Def. pl. la cald

Def. pl. la rece cu TT intermed.

(rec de recrist.)

Prelucr.prin aşch.

Turnare lingouri

Piese ambutis., matriţ.

Semif. lamin. trefil. sau trase la rece (sârme, table, ţevi)

Piese fasonate

TT final (rec. de recr., polig.,

de detens.)

Def. pl. la rece (ambutis., matriţ., ştanţ.) cu sau fără rec. intermed. şi

finale

Turnare piese

Def. pl. la cald (forj., matriţ.)

ELABORARE

Prelucr. finale

TT prelimin. (rec. de omog.,

regen., normaliz., detens.)

Prelucr.prin aşch.

TT intermed. (rec. de detens.)

Prelucr.prin aşch.

TT final (normaliz., îmbunătăţ.)

Semif. lamin. la cald sau forjate (blum, ţaglă, platine, ţevi)

TT preliminar (rec. de regen.)

Prelucr.de degroş.

TT intermed.

Prelucr.de finis.

TT final (călire., îmbunătăţ. cement.)

Prelucr.finale Piese sau scule


126

mecanice şi montaj-expediere, piesele necesitând după tratamentul termic numai un finisaj (rectificare); scopul tratamentului termic este asigurarea structurii definitive corecte cu constituenţii şi dispersia care să corespundă proprietăţilor optime de exploatare. Tratamentele termice sunt foarte importante prin efectul lor asupra calităţii pieselor, a valorificării lor superioare la performanţele maxime pe care le poate asigura aceeaşi compoziţie de material privind durabilitatea şi siguranţa în exploatare. Un criteriu de clasificare a tratamentelor termice îl constituie starea de echilibru (recoacere) sau total în afară de echilibru (călire) pe care le pot creea tratamentele termice în raport cu starea structurală şi de tensiuni iniţială. Starea în afară de echilibru, poate să apară în mod arbitrar în urma unor prelucrări anterioare (turnare, deformare plastică, sudare etc.) sau se instalează în mod voit tot în urma unui tratament termic (călire). În tabela 5.1 este redată această clasificare globală pe cinci grupe principale de tratament:

În concluzie, recoacerile sunt întotdeauna tratamente termice care tind să realizeze stări apropiate de echilibru şi care implică răciri lente (odată cu cuptorul sau în aer).

Tab. 5.1. Clasificarea tratamentelor termice [12] Starea de tensiuni şi

structurală Grupa de TT Denumirea TT Exemple de TT

iniţială ulterioară

I Rec. fără transf. de fază

a. Rec. de detensionare b. Rec. de omogenizare c. Rec. de recristalizare

Metastabilă: -tens. interne remanente -segregaţii -ecruisare

De echilibru

II Rec. cu transf. de fază

a. Rec. obişnuită b. Rec. de normalizare c. Rec. izotermă

Metastabilă: -neomogenă chimic, structural -supraîncălz.

De echilibru

III

Călire A-martensitică B-de punere în soluţie

A1. Călire volumetrică: obişn.; întrerup.; în trepte; izotermă A2. Călire superficială: CIF, cu flacără, în electrolit

Stabilă sau metastabilă

Total în afară de echilibru

IV A. Revenirea B. Îmbătrânirea

A. Revenire: joasă, medie, înaltă B. Îmbătrânire: naturală şi artificială

Total în afară de echilibru De echilibru

V

Tratamente termochimice (în medii chimic active)

Cementare cu: nemetale (C-carburare, N-nitrurare, CN-carbonitrurare, S-sulfizare) metale (Al-alitare, Cr-cromare, B-borurare)

-

Suprafaţa piesei se

îmbogăţeşte în elementul

activ


127

Călirile sunt tratamente termice care prin răciri energice (ulei, apă), creează, dimpotrivă, stări total în afară de echilibru: • fie pentru conservarea stărilor structurale stabile numai la

temperaturi înalte (călire de punere în soluţie); • fie pentru crearea de noi, constituenţi de mare interes practic

(de tip martensitic). Revenirea şi îmbătrânirea sunt tratamente termice care urmează obligatoriu călirii: • călirea martensitică + revenire înaltă la oţeluri constituie

împreună tratamentul termic de îmbunătăţire; • călirea de punere în soluţie + îmbătrânire constituie împreună

tratamentul de durificare dispersă.

5.1. CICLUL DE TRATAMENT TERMIC ŞI STABILIREA PARAMETRILOR TEHNOLOGICI

Orice tratament termic implică o succesiune de trei operaţii simple: încălzire, menţinere şi răcire, care pot fi reprezentate grafic în coordonate temperatură-timp, constituind ciclul termic sau ciclograma de tratament termic (fig. 5.2). 1). Încălzirea este prima operaţie de bază caracterizată de: - temperatura de încălzire maximă TTT care constituie parametrul principal de tratament termic şi se alege în funcţie de natura materialului şi de tipul tratamentului termic aplicat în raport cu temperaturile critice; - durata de încălzire tînc care cuprinde timpul necesar până la încălzirea suprafeţei produsului la temperatura TTT şi se calculează în funcţie de legile schimbului de căldură, ţinând seama de coeficientul de transmitere a căldurii la suprafaţa metalului; - viteza de încălzire vînc, poate fi considerată medie pe un interval de temperaturi şi care se calculează astfel:

Fig. 5.2. Ciclul elementar şi operaţiile de bază ale

tratamentului termic: I-încălzire; II-menţinere; III-răcire [12]


128

inc

ambiantTT

incinc t

TTt

Tv−

==∆

(5.1)

Viteza de încălzire devine un factor restrictiv şi capătă valori admisibile vadm numai în cazul încălzirii pieselor masive, cu configuraţii complicate, din oţeluri aliate cu conductivitate termică redusă sau al pieselor turnate din oţeluri cu structuri neomogene care sunt „preîncărcate" cu tensiuni interne periculoase.

În timp ce la piesele cu forme simple din oţeluri nealiate se recomandă încălziri cât mai rapide, economice, prin introducerea lor directă în cuptorul încălzit la TTT (fig. 5.3 a), la situaţiile anterioare (piesele masive, cu configuraţii complicate, etc.) trebuie

Fig. 5.3. Regimuri de încălzire în practica tratamentelor termice şi variaţia gradientului termic ∆T în secţiunea

pieselor: a-încălzire directă de la rece la TTT; b-încălzire lentă odată cu cuptorul; c-încălzire fracţionată, cu

preîncâlzire I şi încălzire finala II (în două cuptoare) [12]


129

alese regimuri de încălzire dirijată, odată cu cuptorul (fig. 5.3, b) sau cu încălzire fracţionată, în două cuptoare, de preîncălzire şi de încălzire finală (fig. 5.3, c); se previne astfel deformarea sau fisurarea pieselor din cauza apariţiei tensiunilor termice cu valori mari, proporţionale cu gradientul termic ∆T=Ts-Tc, între suprafaţa şi centrul piesei care se încălzesc şi se dilată nesimultan; - mediul de încălzire reprezintă de asemenea un parametru tehnologic care trebuie ales întrucât, pe de o parte influenţează durata încălzirii ca agent termic, iar, pe de altă parte, interacţionează cu suprafaţa piesei metalice ca agent chimic. Se practică încălzirea în atmosfere protectoare (neoxidante şi nedecarburante): • gaze monocomponente neutre (N2, H2, Ar, Ne); • amestecuri fabricate artificial prin arderea gazului metan (CH4)

în instalaţii speciale (generatoare de atmosfere controlate). De exemplu, endogazul are acţiune neutră asupra oţelului cu conţinut mare de carbon, fiind un amestec de 20%CO+40%H2 +40%N2 care rezultă prin arderea incompletă a gazului metan. Este obligatorie asigurarea încălzirii în mediu protector a pieselor finite cu grad avansat de prelucrare mecanică în timpul tratamentului termic final. Exogazul (15%H2, 70%N2, 5%C02, 10% CO) este recomandat oţelurilor cu conţinut redus de carbon şi aliajelor neferoase. Băile de săruri topite au acţiune slab oxidantă, fiind recomandate tocmai ca medii optime de încălzire rapidă şi protectoare. 2). Menţinerea reprezintă a doua operaţie de bază caracterizată, atât de parametrul TTT, cât şi de durata de menţinere tm. Durata totală de încălzire tT se face conform cu legile transmiterii căldurii şi cuprinde calculul a două etape distincte: mincT ttt += (5.2) unde tînc-timpul de încălzire a suprafeţei produsului la temperatura TTT (prin radiaţie şi convecţie) şi depinde de capacitatea termică a utilajului; tm=teg+ttr unde teg-timpul de menţinere necesar egalizării temperaturii TTT în profunzimea piesei, ttr-timpul tehnologic necesar terminării transformărilor structurale la TTT. Durata de egalizare depinde de conductivitatea termică (λ) a materialului metalic şi de dimensiunile piesei (diametrul D), iar durata de transformare depinde de tipul tratamentului termic, fiind prevăzută suplimentar numai la recoacerile de omogenizare şi detensionare, la reveniri, de asemenea la tratamentul termic al


130

oţelurilor aliate la care procesul de dizolvare a carburilor aliate este mai lent. Duratele de încălzire se determină din nomograme simplificate sau cu relaţii empirice. 3). Răcirea, asigură de fapt rezultatul final (natura constituentului de răcire) al tratamentului termic prin viteza de răcire aplicată vrăc, aceasta, devenind al doilea parametru principal după TTT. Se calculează ca o viteză medie, caracterizând panta curbei de răcire:

[ ]s/CtTT

vrac

raciremediuTTrac

o−

= (5.3)

Durata de răcire trac nu are importanţă practică, iar viteza de răcire prescrisă este asigurată prin alegerea mediului de răcire, care constituie de asemenea un parametru de tratament termic. Mediul de răcire este caracterizat de compoziţia chimică, starea de agregare, temperatura şi constantele termofizice care-i vor influenţa capacitatea de răcire. În practica tratamentelor termice se utilizează viteze de răcire de la 10-2 [°C/s] (recoacerea de globulizare) la 103 [°C/s] (călire în soluţie de săruri): • răcirea odată cu cuptorul (la recoaceri) se poate regla în limite

largi 0,2÷2,5 °C/min; • aerul-mediul cel mai accesibil (1÷10°C/s); • uleiul-mediul de călire a oţelurilor aliate (10÷100°C/s); • apa-mediul de călire a oţelurilor carbon (200÷1000°C/s).

Capacitatea de răcire a mediilor lichide depinde de gradul de agitare pentru desprinderea vaporilor rezultaţi la fierbere de pe suprafaţa piesei şi de gradul de jmpurificare cu substanţe solubile; temperatura influenţează capacitatea de răcire a uleiului, care devine mai fluid. Băile de săruri topite (NaN02+NaN03) sau metalice (Pb) constituie de asemenea medii de răcire izotermă.

Fig. 5.4. Variaţia vitezei de răcire cu

temperatura pentru diferite medii de răcire uzuale de călire [12]: 1-aer; 2-ulei;

3-emulsie de ulei în apă; 4-apă la 20°C; 5-soluţie 10% NaCl în apă


131

În figura 5.4 este redată variaţia vitezei de răcire cu temperatura pentru diferite medii de răcire uzuale de călire.

Utilajele în care se execută operaţiile de bază (încălzire-răcire) sunt considerate utilaje de bază, şi anume: • cuptoarele (fig. 5.5) şi instalaţiile de încălzire (CIF-călire de

înaltă frecvenţă); • utilajele de răcire accelerată (bazinele de răcire); • instalaţiile de răcire sub 0°C (tratament termic prin frig). Utilajele auxiliare şi conexe ale secţiilor de tratament termic servesc pentru executarea operaţiilor auxiliare şi suplimentare operaţiilor de bază, grupate astfel: -operaţii pregătitoare (înaintea TT): curăţirea pieselor de oxizi, de rugină, degresare, spălare, acoperiri locale de protecţie, controlul tehnic preventiv; -operaţii finale (ulterioare TT): de spălare, decapare, sablare (desprinderea oxizilor), degresare, îndreptare (dacă s-au produs modificări de formă din cauza tensiunilor) şi control final calitativ al pieselor tratate termic (dimensional, structural, al durităţii). Liniile complexe, de tratament termic şi termochimic, de înaltă productivitate şi eficienţă, destinate producţiei de serie mare,

Fig. 5.5. Utilaje specifice secţiilor de tratament termic

[12]: a-cuptoare tip cameră cu

bazin integrat şi cu atmosferă controlată pentru carburare, călire în vedere generală;b-secţiune prin cuptor:1-transportor cu banda;2-antecameră; 3-cameră de încălzire;

4-bazin de ulei


132

complet automatizate, includ utilajele de bază şi instalaţiile auxiliare amplasate în flux continuu asigurând o calitate superioară şi constantă pieselor tratate (pinioane, rulmenţi, axe etc.).

5.2. TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA OŢELURI. PUNCTE CRITICE

Transformările structurale pe care le prezintă oţelurile în stare solidă (fig. 5.6) pot fi grupate astfel: • transformarea eutectiodă (reversibilă) la încălzire şi răcire a unui

oţel cu 0,77%C la temperatura critică Ac1≈ Ar1: ( ) 77,0

C72777,067,6II0218,0 AFPCeF γα →←=+

o

(5.4) Încălzirea are drept rezultat obţinerea austenitei omogene cu granulaţie fină în timp ce răcirea determină formarea unor structuri de recoacere.

• transformarea austenitei în martensită care se desfăşoară la răcirea rapidă, energică, a oţelurilor din domeniul austenitic, în intervalul temperaturilor critice Ms-Mf: ( ) ( )CFAF fs MM

αγ → − (5.5) unde Ms-temperatura de la care apar primele lamele de martensită; Mf-temperatura la care s-a sfârşit solidificarea martensitei.

Martensita M=Fα(C) reprezintă o ferită α suprasaturată în carbon, foarte dură, obţinută în condiţii de răcire rapidă (călirea oţelurilor) a austenitei. • transformarea (descompunerea) martensitei de călire la

reîncălzire subcritică (<Ac1) într-un amestec mecanic fin dispers de ferită şi cementită (sorbită):

( ) SMCFeFCF 1c1c A3

A →⇔+ → <<αα (5.6)

caracterizând formarea structurilor de revenire la oţeluri.

Fig. 5.6. Domeniul oţelurilor la diagrama

sistemului de aliaje Fe-Fe3C [12]


133

Majoritatea tratamentelor termice aplicate oţelurilor implică o operaţie preliminară comună, de încălzire în domeniul austenitic, austenitizare şi o operaţie de răcire care diferă în funcţie de tipul de tratament.

5.2.1. Transformări la încălzirea oţelurilor Austenitizarea urmăreşte recristalizarea fazică totală a structurilor anterioare ferito-perlitice rezultate în mod arbitrar, necontrolat, la răcirea produselor turnate, forjate, laminate, sudate. Toate aceste operaţii tehnologice se desfăşoară la temperaturi înalte şi dau naştere la structuri cu un caracter defectuos: sunt neomogene chimic, au orientări dendritice, distribuţii neuniforme aciculare ale feritei şi cementitei secundare, granulaţii grosolane. Încălzirea oţelurilor hipo şi hipereutectoide peste punctele critice superioare Ac3=912°C şi, respectiv liniile GOS şi ES sau în cazul oţelului eutectoid numai peste punctul critic inferior Ac1, va anula toate structurile anterioare, rezultând o fază structurală unică nouă de ss Fγ(A), perfect omogenă şi cu granulaţie fină. Se pot trage nişte concluzii practice privind austenitizarea: 1). Austenitizarea este o operaţie preliminară, necesară multor tipuri de tratamente termice (fig. 5.7) care sunt însoţite de transformări de fază (recoaceri şi căliri).

Fig. 5.7. Temperaturi de încălzire pentru diferite tratamente termice [12]


134

2). Scopul este obţinerea unei structuri total austenitice omogene, cu granulaţie fină, numai dacă este necesară aşa-numita austenitizare completă; în anumite cazuri este indicată menţinerea fazelor libere în exces (ferită sau cementită secundară), într-o anumită proporţie şi dispersie, alături de austenită şi atunci operaţia se numeşte austenitizare incompletă. 3). Defectele care apar la supraîncălzirea oţelului cu ocazia austenitizării în vederea tratamentelor termice, deformării plastice (forjare, laminare), sudării (în zona de influenţa termică) sau chiar la răcire, după turnare, solidificare, pot fi grupate astfel:

Fig. 5.8. Structuri defectuoase la încălzirea oţelurilor carbon în domeniul

austenitic [12]: a-structuri Wiedmannstatten (ferito-perlitice) la OT50; b-structură decarburată superficial la OT50;c şi d-fisură decarburată, respectiv

nedecarburată la OT50, nital 2%


135

• obţinerea unei granulaţii grosolane în structura finală (ferito-perlitică) la răcire lentă care determină fragilitatea oţelului;

• obţinerea structurii fragile de tip Wiedmannstatten cu separări aciculare de ferită în interiorul grăunţilor de perlită, tot ca urmare a supraîncălzirii (grăunte austenitic mare), asociată cu răcire ulterioară mai energică (aer). Este structura tipică defectuoasă a pieselor turnate (fig. 5.8, a), forjate, sudate sau incorect tratate din oţel carbon. Primele două defecte sunt remediabile prin tratament termic;

• decarburarea superficială, mai ales a pieselor sau sculelor din oţeluri cu conţinut mare de carbon (0,6÷1,2% C), constituie un defect neadmisibil, implicând pierderea totală a proprietăţilor de duritate, rezistenţă la uzură în suprafaţă (înmuiere prin apariţia feritei în cantitate mare) (fig. 5.8, b). Se previne prin utilizarea încălzirii acestor oţeluri în atmosfere protectoare sau în băi cu săruri topite. Fisurile care preexistă încălzirii sunt decarburate spre deosebire de cele care apar la răcire (călire) şi care sunt nedecarburate (fig. 5.8, c, d);

• oxidarea superficială, care degradează suprafaţa pieselor din oţel, prin acoperirea lor cu pelicule de oxizi (Fe2O3, Fe3O4 şi FeO) care se exfoliază uşor, fiind poroase, iar oxidarea avansează şi în profunzimea oţelului de-a lungul limitelor de grăunte (fig. 5.8, e).

Această oxidare cauzată de ardere apare în cuptoarele cu flacără la menţinerea îndelungată şi la temperaturi înalte a semifabricatelor.

5.2.2. Transformări la răcirea oţelurilor Răcirea ca fază principală a tratamentului termic asigură natura şi dispersia constituenţilor finali în funcţie de: • viteza de răcire aplicată; • temperatura efectivă la care se desfăşoară transformarea

austenitei subrăcite. Funcţie de viteza de răcire transformarea austenitei poate să întârzie sau poate să se producă într-un timp foarte repede. Transformarea austenitei la răcire se poate desfăşura în două ipostaze (fig. 5.9):

1. la răcire continuă; 2. la răcire izotermă.


136

1. La răcire continuă, într-un singur mediu de răcire, care în funcţie de natura sa, asigură diferite viteze concrete de răcire: • lentă - odată cu cuptorul (v1); • relativ lentă - în aer (v2); • energică - în ulei (v3); • foarte energică - în apă (v4)

Pentru un oţel eutectoid (OSC8), transformarea austenitei întârzie, deci se subrăceşte faţă de Ar1 şi se desfăşoară la temperaturi din ce în ce mai joase (Ar1, Ar1’, Ar1’’), odată cu creşterea vitezei de răcire (fig. 5.9, a), apoi se dedublează în două intervale de transformare (Ar1 şi Ms) sau se produce integral la o subrăcie de circa 500°C numai Ia Ms. Într-o diagramă (T-vrăc, fig. 5.10) construită în coordonate temperatură (°C)-viteză de răcire (°C/s) pentru un oţel hipoeutectoid (OLC45), punctele critice de început de transformare Ar3 (Fγ(A)→Fα) şi Ar1 (Fγ(A)→P) sunt deplasate continuu în jos, astfel încât la anumite grade de subrăcire ∆T ele se apropie şi chiar se suprapun. Se constituie astfel, anumite viteze critice limitative de răcire, la care transformările clasice ferito-perlitice sunt total suprimate şi înlocuite prin noi transformări, inexistente pe diagrama de echilibru termic Fe-Fe3C. Semnificaţiile vitezelor critice ilustrate în figura 5.10:

Fig. 5.9. Subrăcirea transformării austenitei cu 0,77% C la răcire continuă (a) şi

izotermă (b) evidenţiată pe curbe de răcire [12]


137

• v0 = viteza critică de răcire la care încetează separarea feritei proeutectoide, libere, din austenita (transformarea de tip Ar3);

• vcr inf = viteza minimă de răcire la care austenita nu se transformă numai în perlită fină (troostită) (la Ar1), ci şi în martensită (la Ms);

• vcr sup = viteza maximă de răcire la care austenita nu se mai transformă în perlită (Ar1), respectiv viteza minimă de răcire (vcr călire) de la care austenita se transformă numai în martensită (la Ms).

Concluzia cea mai importantă (fig. 5.11) privind influenţa vitezei de răcire asupra transformărilor austenitei este aceea că prin creşterea vitezei de răcire are loc scăderea temperaturilor critice de transformare a austenitei Ar3 şi Ar1. În figura 5.11 sunt prezentate microstructurile oţelului OLC45 supus la răcire continuă din domeniul γ (Taust=830°C) cu diferite viteze de răcire.

Fig. 5.10. Modificarea punctelor critice de transformare A3 şi A1 din diagrama Fe-Fe3C (a) odată cu creşterea vitezei de răcire (b) la un oţel hipoeutectoid

(0,45% C), corelată cu natura şi proprietăţile structurilor rezultate şi denumirea tratamentelor termice industriale (c) [12]


138

2. La răcire izotermă (fig. 5.9, b) prin menţinerea austenitei subrăcite la o anumită temperatură Tiz1, 2, 3 şi durată tiz1, 2, 3 asigurată de un mediu de răcire cu temperatură constantă (cuptor sau baie izotermă), aceasta se descompune în mod diferenţiat după o perioadă de incubaţie (ti) în constituenţi de treaptă izotermă, identici cu cei rezultaţi la un grad similar de subrăcire, dar în condiţii de răcire continuă. Nu se formează însă martensită. Practic, nu modul de răcire (continuă sau izotermă) determină natura constituenţilor, ci temperatura efectivă de transformare sau gradul de subrăcire ∆T al austenitei la transformare. În funcţie de gradul efectiv de subrăcire ∆T, apar simultan sau succesiv două procese fizico-chimice:

Fig. 5.11. Microstructurile oţelului OLC45 răcit din domeniul austenitic

(Taust=830°C) cu diferite viteze de răcire (conform fig. 5.11). Atac nital (300:1): a-în cuptor (recoacere)-perlită lamelară şi ss α poliedrică; b-în aer

(normalizare)-perlită sorbitică şi reţea de ferită; c-în ulei (călire)-martensită şi troostită; d-în apă (călire)-martensită [12]


139

• transformarea alotropică a Fγ cfc→Fα cvc; • redistribuirea carbonului din austenită în vederea separării

cementitei. Ambele procese necesită difuzia atomilor de fier şi carbon, care asigură desfăşurarea integrală a transformărilor numai în condiţii de echilibru - la temperaturile critice de valori teoretice A3, A1 şi de-a lungul curbei ES, rezultând constituenţii de echilibru ai diagramei Fe-Fe3C. Creşterea gradului de subrăcire ∆T frânează la început, parţial, apoi chiar total, difuzia, astfel încât constituenţii de răcire nou formaţi se îndepărtează din ce în ce mai mult de starea de echilibru şi capătă o morfologie şi proprietăţi speciale. Se disting trei tipuri de transformări ale austenitei la răcire: - perlitică: ( ) PCFeFAF 3

C550A 1r =+ → αγ

oK

- bainitică: ( ) BCFe)C(FAF 3MC450 s =+ → αγ

Ko

- martensitică: ( ) M)C(FAF fs MM = → −αγ

5.2.2.1. Transformarea austenitei în perlită În condiţii de echilibru fazic, transformarea austenitei în eutectoidul perlită, trebuie să se desfăşoare numai la A1=727°C cu redistribuirea (difuzia) carbonului din austenita, între cele două faze ale amestecului conform reacţiei (5.4) inverse:

( ) )ortorombic(Ce)cvc(F)cfc(AF 67,6II0218,0C727

77,0 + →← αγ

o

(5.7) În acest proces de transformare cementita constituie faza iniţiatoare: - la apariţia unei lamele de cementită (a), austenita sărăcită în carbon se transformă imediat în două lamele de ferită, alăturate cementitei, de o parte şi de alta (b); - în acest fel prima lamelă de cementită imprimă o direcţie de creştere a coloniei de perlită (c) - la subrăciri mari, creşte viteza de germinare, scade viteza de creştere (bazată pe difuzie) şi, deci, faţă de structurile lamelare (fig. 5.12, d, g) apar din ce în ce dispersii mai fine: perlite sorbitice (e, h) şi troostite - colonii în rozetă. (f, i) care cresc foarte repede de jur împrejurul unei limite de grăunte. Perlitele vor fi din ce în ce mai dure.


140

Fig. 5.12. Prezentarea schematică a transformării austenitei în perlite şi tipuri de perlite [12]: a-apariţia

lamelei iniţiatoare de Fe3C;b-formarea feritei;

c-formarea coloniilor de perlită;

d, e, f,-structura perlitei lamelare, sorbitice şi

troostitei; g, h, i-structura perlitei lamelare, sorbitice şi

troostitei în micrografii; atac cu nital (500 :1)


141

5.2.2.2. Transformarea austenitei în martensită La viteza de răcire vrăc>vcr sup (vcr călire) ceea ce corespunde unor valori de peste 600°C/s la OLC45, austenita se transformă integral fără difuzia carbonului într-un constituent total în afară de echilibru denumit martensită. Transformarea începe la o temperatură critică Ms (start), se desfăşoară într-un interval în care se continuă răcirea şi se termină la punctul Mf (finish). Temperaturile Ms, şi Mf sunt o caracteristică de material, depind de compoziţia chimică, mai ales de conţinutul de carbon (fig. 5.13 şi tabela 5.2), şi de prezenţa elementelor de aliere (dizolvate în austenită). Nu depind de viteza de răcire.

La oţelurile cu peste 0,6%C, Mf fiind sub 20°C, transformarea nu se încheie la Tamb, deci aceste oţeluri vor fi susceptibile de a se căli incomplet, având în structură alături de martensită un rest de austenita reziduală. La microscop cristalele de martensită au un caracter acicular (fig. 5.14, d şi e), care se observă clar în structura oţelului cu mult carbon (hipereutectoid 1,2%C), puternic supraîncălzit la austenitizare (1000°C) şi răcit energic (apă cu gheaţă), când rămâne şi o cantitate apreciabilă de austenită reziduală (albă) (fig. 5.14, d). Fiecare cristal acicular de martensită, cu marginile zimţate, creşte brusc la lungimea maximă în interiorul aceluiaşi grăunte de austenita. Acele de martensită au deci mărimi dependente de fineţea granulaţiei austenitice şi, în structurile de călire corecte, foarte fine, nu se mai pot observa individual (5.14, e), ci sub forma

Tab. 5.2. Influenţa %C asupra punctelor Ms şi Mf [12] %C 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6

Ms[°C] 410 330 280 230 190 160 130 100 Mf[°C] 300 160 40 -60 -100 -130 -160 -180

Fig. 5.13. Variaţia poziţiei punctelor critice

Ms÷Mf în funcţie de %Caust. Formarea austenitei reziduale la oţelurile cu

peste 0,6% C [12]


142

unor pachete de ace suprapuse şi intersectate Ia unghiuri caracteristice.

Procesul de obţinere a martensitei care cristalizează în sistemul tetragonal (tvc) este însoţit de creştere în volum: ( ) ( )%5,11V)tvc(M)cfc(AF 77,0

M77,0

s K∆γ +→ (5.8) Volumul specific al martensitei (0,1298 cm3/g) este cu circa 1÷1,5% mai mare decât cel al austenitei (0,1265 cm3/g), deci transformarea (călirea). este însoţită de un proces de dilatare volumetrică. Astfel, se explică creşterea stabilităţii austenitei reziduale care sub acţiunea tensiunilor de compresiune ce însoţesc transformarea martensitică cu creştere de volum, nu se poate transforma decât la o nouă treaptă de subrăcire. Această treaptă presupune continuarea răcirii la temperaturi criogenice până la

Fig. 5.14. Prezentarea schematică a transformării austenitei în martensită M: a-apariţia primelor cristale aciculare de lungime maximă în grăunţii de austenita;

b-cristalizarea unor noi ace cu dimensiuni limitate; c-prezenţa austenitei reziduale, stabilizată între acele de martensită; d, e-microstructura martensitei

grosolane asociată cu austenita reziduală (d) şi a martensitei relativ fine (e);atac cu nital 2% (500:1) [12]


143

atingerea pragului Mf. Prin urmare nu este posibilă obţinerea martensitei la răcire izotermă din cauza stabilizării austenitei subrăcite.

În piesele călite pot apărea modificări dimensionale nedorite sau deformaţii şi chiar fisuri de călire din cauza tensiunilor interne neechilibrate, asociate creşterii de volum ce însoţeşte inerent formarea martensitei. Martensită este mult mai dură (HB≈600÷800 sau HRC=60÷65) faţă de ferită (HB=80), dar în acelaşi timp fragilă (rezilienţa KCU=0; alungirea la rupere A=0). Duritatea ei depinde în primul rând de %C dizolvat (în martensită) şi în mai mică măsură de prezenţa elementelor de aliere (fig. 5.15), care influenţează şi cantitatea de austenita reziduală.

5.2.2.3. Transformarea austenitei în bainite La subrăciri ∆T=200÷500°C, la menţineri izoterme în intervalul de temperaturi Tcp(500°C)÷Ms austenita subrăcită se transformă în bainite (fig. 5.16):

Fig. 5.15. Duritatea martensitei în aliajele Fe-C în funcţie de: %C dizolvat

(a), la diferite temperaturi de austenitizare (b), care

influenţează şi cantitatea de austenită reziduală (c); influenţa cantităţii de

martensită asupra durităţii oţelului călit (d) [12]


144

• constituenţi intermediari cu structură bifazică, mixtă, alcătuită din amestecul de ss Fα(C) suprasaturată în carbon şi Fe3C, asemănătoare atât perlitelor (amestec de ss Fα+Fe3C) cât şi martensitei (soluţie solidă Fα(C) suprasaturată în carbon).

Transformarea austenitei subrăcite în bainite cuprinde două etape succesive (fig. 5.16): • formarea cristalelor de ferită suprasaturată în carbon, fără

difuzie prin transformarea alotropică rapidă (fig. 5.16, a); • creşterea cristalelor de ferită şi descompunerea lor într-un

amestec bifazic (fig. 5.16, b) prin difuzia atomilor de carbon, care în reţeaua Fα(cvc) devine mult mai activă:

( ) CFeFCF 3+→ αα (5.9)

Fig. 5.16. Procesul transformării austenitei subrăcite în bainite:

a-apariţia cristalelor aciculare de Fα(C) la limitele de grăunte; b-precipitarea Fe3C sub formă de plăcuţe; c, d, e-caracteristicile structurii bainitice;

c-schematic; d-micrografie optică (atac nital – 500:1); e-micrografie electronică (6000:1) [12]


145

Există două tipuri de bainite: • superioară: -cu plăci de ferită şi carburi alungite asemănătoare

perlitei (fig. 5.16, d); • inferioară: -cu ace de ferită şi carburi mai fine, punctiforme

asemănătoare martensitei (fig. 5.16, e). În concluzie, bainita este tot un amestec mecanic de Fα(C) şi Fe3C, dar spre deosebire de perlită nu se formează direct din austenita, ci dintr-o fază intermediară martensitică, de soluţie solidă suprasaturată în carbon, cu aspect de plăci sau cristale aciculare, din care precipită ulterior carburi sub formă de particule alungite, respectiv punctiforme mai fine (fig. 5.16, e) dispuse orientat, la unghiuri de 55°, faţă de axa plăcilor. Bainitele prezintă o serie de proprietăţi de mare interes practic, mai ales rezistenţă mecanică mare, asociată cu tenacitate deosebită (KCU=4÷6 daJ/cm2) la bainitele inferioare. Ele reprezintă constituenţii de bază la călirile izoterme, tratamente termice aplicate pe scară industrială.

5.2.3. Transformarea martensitei la încălzire Martensită monofazică (albă) rezultată din austenita puternic subrăcită până la Ms (≈180°C) prin transformare fără difuzie, cuprinde înglobaţi în reţeaua sa tetragonală toţi atomii de carbon, aşa cum erau aşezaţi anterior în reţeaua Fγ. Această fază este total în afară de echilibru, instabilă din punct de vedere termodinamic şi tinde ca la încălzire să revină spre echilibru, eliberând atomii da carbon reţinuţi în mod forţat. Descompunerea martensitei constituie procesul caracteristic tratamentului termic de revenire: ( )( ) ( ) CFecvcFtvcCF 3

A1 + →<αα (5.10)

şi are ca rezultat formarea unui amestec bifazic de ferită şi cementită, dar de o dispersie punctiformă deosebit de favorabilă. Gradul de descompunere a martensitei depinde de temperatura de încălzire (sau revenire), care facilitează în mod direct mobilitatea atomilor de carbon. Prima treaptă de revenire (joasă), constând în: • menţineri îndelungate la temperaturi între 100 şi 180°C; • cuprinde transformarea martensitei tetragonale (albă) în

martensită cubică (neagră); ( ) ( )neagra

C180100alba cvc)C(Ftvc)C(F αα → ÷ o

(5.11)


146

• gradul de tetragonalitate devine c/a=1, deoarece atomii de carbon încep să difuzeze şi să segrege spre limitele cristalelor aciculare pe locurile vacante şi alte defecte de reţea, în vederea precipitării cementitei.

Martensită de revenire rezultată este mai sensibilă la atacul cu nital, devine neagră din cauza segregaţiilor de carburi fine

Fig. 5.17. Microstructura constituenţilor de revenire:a, b-martensită de revenire,

neagră, grosolană şi cu austenita reziduală (a) şi fină (b); c şi d-troostită de revenire; e şi f-sorbită de revenire; a, b, c, e-nital (a, c, e-500:1, b-250:1);

d, f-micrografii felectronice, (10000:1) [12]


147

precipitate în această etapă. Acelaşi proces se produce şi pe cale naturală, la temperaturi sub 100°C şi se cunoaşte sub denumirea de îmbătrânirea oţelului călit (fig. 5.17, a şi b) În a doua treaptă de revenire: • între 250 şi 300°C; • austenita reziduală (Fγrez) se transformă alotropic direct în

martensită cubică (cu creştere de volum şi cu un efect de durificare):

( ) ( )( ) VcvcCFAF .alotr.transf.rezid ∆αγ + → (5.12)

• creşterea mobilităţii atomilor de carbon şi separarea carburilor destabilizează austenita care se poate astfel transforma.

A treia treaptă de revenire: • între 300 şi 400°C; • corespunde formării carburilor Fe3C incoerente, distribuite foarte

dispers în masa de ferită, dar orientate din cauza precipitării lor de-a lungul acelor de martensită.

Carburile devin vizibile microscopic numai ca urmare a globulizării în a patra treaptă de revenire: • la temperaturi înalte (500÷600°C). Constituentul de revenire medie (350÷500°C) orientat se numeşte troostită de revenire, iar constituentul de revenire înaltă sorbită de revenire. În figura 5.18 sunt prezentate microstructurile constituenţilor de revenire la un oţel OLC45. Prin revenire, duritatea martensitei şi caracteristicile ei de rezistenţă scad în mod continuu (de la HRC=60 Ia HRC=30), în schimb se îmbunătăţesc proprietăţile de plasticitate şi tenacitate (de la A=0 şi KCU=0 la A=15÷20% şi KCU=4÷8 daJ/cm2). Revenirea înaltă aplicată după călire constituie, împreună cu călirea, tratamentul termic de îmbunătăţire.

5.2.4. Diagrame cinetice de transformare ale austenitei subrăcite în condiţii de răcire izotermă şi continuă

În anii ’30 cercetătorii americani Davenport şi Bain au construit diagramele de transformare-timp-temperatură, prescurtat TTT, la răcirea izotermă a austenitei TTTI (fig. 5.18), care au devenit pentru practica tratamentelor termice instrumente de lucru indispensabile. Diagrama cuprinde: • în abscisă: -axa timpului trasată în scară logaritmică; • în ordonată: -axa temperaturilor (în °C);


148

• cinci orizontale de temperatură trasate punctat, corespunzând temperaturilor critice ale oţelului hipoeutectoid OLC45 (0,45%C), şi anume: A3=790°C, A1=730°C, Tcp=550°C, Ms=310°C şi Mf=+80°C.

Fig. 5.18. Diagrama cinetică de transformare a austenitei subrăcite la răcire izotermă TTTI pentru: a-un oţel hipoeutectoid cu 0,45%C; b-pentru un oţel

eutecoid 0,8%C [12]


149

Curbele de transformare ale austenitei subrăcite în formă de C au următoarele semnificaţii: • Fs-locul geometric al punctelor de început de transformare a

austenitei în ferită, încheiată prin Ff=Ps adică curba de sfârşit de transformare a austenitei în ferită;

• Ps-Pf-curbele de început şi respectiv de sfârşit de transformare a austenitei în perlită;

• Bs-Bf-curbele de început şi respectiv de sfârşit de transformare a austenitei subrăcite în bainite.

Curbele delimitează următoarele domenii de transformare: 1) între ordonată şi curbele Fs, Bs - domeniul austenitei instabile, subrăcite care este caracterizat de existenţa, pentru fiecare temperatură, a unei perioade de incubaţie ti de lungime inegală: • maxime în apropiere de Ms şi A1; • minime la Tcp. Deci, perioada de incubaţie - timpul în care în austenită nu se constată transformări detectabile - scade odată cu gradul de subrăcire până la Tcp (∆T=A1-Tcp), ca urmare a creşterii factorului∆F (variaţia energiei libere) şi din nou creşte, ca urmare a frânării difuziei D pentru grade de subrăcire foarte mari (∆T=A1-Ms). Deci la Tcp corespunde durata de incubaţie tcp minimă. 2) deasupra liniilor A1 A3 se găseşte austenita stabilă; 3) sub Ms, mai precis în intervalul Ms÷Mf se desfăşoară, la răcire continuă, transformarea martensitică: ( ) ( ) MCFAF sM =→ αγ 4) între curbele Fs÷Ff austenita subrăcită depune ferită liberă, proeutectoidă, în proporţii descrescânde odată cu apropierea de Tcp; 5) între Ff(=Ps)÷Pf austenita subrăcită se transformă în perlite: lamelară grosolană la temperaturi apropiate de A1 şi din ce în ce mai fine sorbitice şi troostitice la Tcp; 6) între Bs şi Bf, austenita subrăcită se transformă în bainite: superioare, mai aproape de Tcp, şi inferioare, mai aproape de Ms. Se pot trage o serie de concluzii privind interpretarea diagramei TTTI: • diagrama se citeşte pe orizontale de temperatură Tiz de la

stânga spre dreapta şi indică natura constituenţilor rezultaţi, proporţia şi duritatea lor înscrisă pe o ordonată marginală;


150

• caracterizează tendinţa la transformare a austenitei subrăcite, maximă la Tcp (tcp min);

• faza proeutectoidă de ferită scade cantitativ odată cu creşterea gradului de subrăcire şi este suprimată total la Tcp în acest caz perlită separată este o pseudo-perlită deoarece dizolvă C<0,77%;

• fiind trasate la scară pentru toate oţelurile industriale, cu ajutorul lor se poate stabili regimul de tratament termic izoterm (călire şi recoacere izotermă).

Diagrama TTTI prezentată în figura 5.18, b este redată pentru un oţel eutectoid (0,8% C) care nu separă faze în exces, ci numai perlită şi bainită. Suprapunerea curbelor de răcire continuă pe diagrama TTTI permite urmărirea transformărilor la răcire continuă (fig. 5.19). Creşterea vitezei de răcire v1<v2<v3...<v7 acţionează în sensul deplasării transformărilor (zone haşurate) spre temperaturi mai joase, adică la grade mai mari de subrăcire (fig. 9.30).

Se disting trei viteze critice: • vcr sup=vcr căl=v6 este viteza minimă de la care se formează numai

martensită; este reprezentată prin curba limită tangentă la cotul perlitic, şi se determină din relaţia:

[ ]s/Ct5,1

TTv

cp

cpaustsupcr

o−

=

• vcr inf=v4 este viteza de la care începe să apară martensita; este reprezentată de curba vitezei de răcire tangentă la curba de sfârşit de transformare perlitică la Tcp:

Fig. 5.19. Suprapunerea curbelor de răcire continuă pentru determinarea vitezei critice

de călire pe diagrama TTTI [12]: vcr căl = vcr. sup=v6; vcr inf =v4; vcr sm =v5


151

[ ]s/Ct5,1

TTv

cp

cpaustinfcr

o

′−

=

• vcr sm=v5 este viteza critică semimartensitică la care se formează în proporţie de 50% martensită şi în rest troostită şi bainită (50%) (este o mărime care va fi utilizată la definirea călibilităţii).

Diagramele termocinetice (TTTC) de transformare-timp-temperatură la răcire continuă sunt construite în aceleaşi coordonate temperatură-timp, dar prin urmărirea transformărilor produse chiar pe probe răcite continuu cu 8÷12 viteze diferite. Pe baza lor se pot face aprecieri cantitative exacte, în cazul răcirilor continue, asupra transformării austenitei la răcire (fig. 5.20). Citirea diagramelor termocinetice se face de-a lungul curbelor de răcire înscrise pe ele, putându-se determina: cantitatea procentuală de constituenţi formaţi (la intersecţia cu liniile de sfârşit de transformare se înscriu % constituenţi) şi HRC final (înscris la capetele curbelor) pentru fiecare viteză de răcire.

Fig. 5.20. Diagrama cinetică de transformare a austenitei subrăcite la răcire continuă-anizotermă-TTTC, la un oţel

hipoeutectoid (0,4% C) slab aliat cu 1%Cr, marca 40Cr10: v1-recoacere; v2-normalizare; v3-călire semimartensitică [12]


152

5.3. TEHNOLOGIA TRATAMENTELOR TERMICE PRELIMINARE (RECOACERILOR)

Recoacerile sunt tratamente termice preliminare care urmăresc: - corectarea unor structuri defectuoase, provenite de la

prelucrările anterioare; - pregătesc o structură favorabilă pentru prelucrările ulterioare. Asigură, în general, structuri de echilibru, stabile din punct de vedere chimic, fizic, mecanic şi structural, ca urmare a aplicării unor regimuri lente de răcire: - dirijată (5÷50°C/h), odată cu cuptorul (100÷120°C/h); - în aer (1÷10°C/s). Structurile de echilibru: • chimic şi structural se referă la omogenitatea materialului la

scară microscopică şi la realizarea, în cazul oţelurilor a constituenţilor de echilibru relevaţi de diagrama Fe-Fe3C (ferită-perlită-cementită);

• fizico-mecanic se referă la starea de tensiuni interne care depinde de natura prelucrărilor anterioare (ecruisare, turnare, călire, aşchiere, sudare).

Starea iniţială, precum şi starea finală urmărită la un produs determină alegerea regimului concret de recoacere; la oţeluri se disting două tipuri de recoaceri (fig. 5.21): • de ordinul I sau recoaceri subcritice fără transformări structurale

aplicate în scopul corectării neomogenităţilor chimice (recoaceri de omogenizare), a stării de tensiuni remanente (recoacere de detensionare) şi a stării de ecruisare (recoacere de recristalizare). Încălzirile se fac la TTT<Ac1 în intervalul structurilor ferito-perlitice;

• de ordinul II sau recoaceri cu transformări de fază care implică austenitizare completă (100% Fγ) sau incompletă (Fγ+Fα; Fγ+Fe3C), deci producerea într-un ciclu complet a dublei recristalizări fazice Fα→Fγ (la încălzire) şi Fγ→Fα (la răcire). Aceasta are ca urmare corectarea în mare măsură a defectelor structurale anterioare şi influenţarea naturii, proporţiei, distribuţiei, morfologiei şi dispersiei fazelor structurale de echilibru nou formate. Aceste corectări aduc o serie de îmbunătăţiri ale proprietăţilor.

Recoacerile însoţite de transformări de fază aplicate oţelurilor urmăresc două obiective:


153

• obţinerea structurii de echilibru ferito-perlitice, moi, corecte, cu granulaţie fină şi uniformă şi o distribuţie convenabilă a feritei, fie ca structură finală de utilizare cu caracteristici mecanice superioare, fie ca structură pregătitoare-tehnologică pentru tratamentul termic final; tratamentul poartă denumirea de recoacere de regenerare.

• obţinerea unei stări moi, uşor prelucrabile prin aşchiere la oţelurile cu conţinut mare de carbon (>0,5%C) sau slab aliate (autocălibile); tratamentul se numeşte recoacere de înmuiere.

5.3.1. Recoacerea de regenerare Se aplică la: piese turnate, semifabricate forjate, laminate, matriţate, elemente de construcţie sudate. La oţeluri se aplică celor carbon şi slab aliate hipoeutectoide (0,1÷0,5% C). Structura oţelurilor înainte de recoacerea de regenerare este defectuoasă, cu granulaţie grosolană, separări aciculare de ferită de tip Wiedmannstätten, constituenţi în afară de echilibru, care apar în general odată cu supraîncălzirea în domeniul austenitic, de exemplu în structura de turnare sau cu ocazia efectuării operaţiilor de deformare plastică, sudare, care implică

Fig. 5.21. Reprezentarea schematică şi denumirea variantelor de

tratament termic aplicate oţelurilor care implică încălziri diferenţiate în raport cu punctul critic superior (A3 sau Acem) si inferior (A1) şi răciri

cu viteze variabile [12]: 1-recoacere completă (de regenerare,de înmuiere);2-recoacere

incompletă (de înmuiere, de globulizare); 3-recoacere de omogenizare; 4-călire completă; 5-călire incompletă; 6-revenire joasă sau îmbătrânire; 7-revenire medie sau supraîmbătrînire;

8-revenire înaltă; 9-globulizare, revenire foarte înaltă; 10-recoaceri subcritice (de detensionare, de recristalizare, de globulizare)


154

creşterea granulaţiei austenitice, urmată de răcire relativ rapidă (în forme, în aer liber). Parametrii tehnologici (ciclul termic) ai recoacerii de regenerare sunt reprezentaţi în figura 5.22:

-temperatura de austenitizare corectă pentru granulaţie fină; -durata de menţinere, foarte scurtă echivalentă egalizării temperaturii în secţiunea piesei; -răcirea este posibilă în două variante: 1. foarte lentă, odată cu cuptorul (liber sau dirijat) între 50 şi 100°C/h, dar numai în intervalul Ar3÷Ar1, când se produc transformările Fγ→Fα şi Fγ→Pe, sub 600°C fiind posibilă răcirea în aer (scoaterea vetrei mobile a cuptoarelor); tratamentul este o recoacere clasică; 2. lentă, în aer liniştit sau ventilat la care tratamentul termic se numeşte recoacere de normalizare sau normalizare.

5.3.2. Recoacerea de normalizare Necesită austenitizare la temperatură (TN=Ac3+50÷70°C) şi prezintă următoarele avantaje comparativ cu recoacerea: • poate constitui tratamentul termic final, unic sau singular, prin

care se asigură caracteristicile mecanice de utilizare convenabile la foarte multe produse din construcţia de maşini (la care nu este posibilă călirea), cum sunt: axe, osii de cale ferată,

Fig. 5.22. Ciclul de recoacere şi normalizare aplicat oţelurilor turnate, cu

indicarea modificărilor structurale asociate [12]


155

piese turnate, laminate, table, ţevi, construcţii sudate cazane, recipiente);

• proprietăţile mecanice de plasticitate şi tenacitate sunt superioare celor obţinute prin recoacere, ca urmare a granulaţiei mult mai fine, distribuţiei uniforme a constituenţilor (ferită-perlită) cu aspect poligonal;

• asigură regenerarea totală a structurilor de turnare şi eliminarea tensiunilor interne;

• asigură prelucrabilitate bună prin aşchiere la oţelurile hipoeutectoide; se poate aplica oţelurilor hipereutectoide (OSC, RUL) ca tratament termic preliminar, ajutător recoacerii de globulizare, deoarece împiedică separarea reţelei de carburi secundare şi finisează lamelele din perlită.

În figura 5.23 sunt prezentate microstructurile defectuoase ale oţelului OT45 şi OT60 după turnare şi cele corectate prin normalizare.

Fig. 5.23. Microstructura oţelurilor turnate, OT45 (a, c) şi OT60 (b, d) înainte

(a, b) şi după normalizare (c, d). Nital 2% (300:1) [12]


156

5.3.3. Recoacerea de omogenizare Are ca scop eliminarea segregaţiei microcristaline din structura oţelurilor complex aliate turnate în lingouri sau în piese masive din oţeluri cu Cr-Ni-Mo, Cr-Mn-Mo şi Cr-Mn-Si, de îmbunătăţire, cementare şi pentru matriţe. La oţelurile carbon segregaţia microcristalină a carbonului, sulfului şi fosforului, deşi există, este atât de redusă (având în vedere gradul de aliere sau de impurificare), încât nu poate fi atenuată în condiţii eficiente prin recoacere. Structura unui produs turnat este caracterizată prin două tipuri de segregaţii: • segregaţie macroscopică (majoră, zonală), care constă în

distribuţia neuniformă a concentraţiei elementelor componente ale aliajului, pe distanţe mari, la scara produsului sau a unor porţiuni macroscopice ale acestuia;

• segregaţia microscopică (dendritică, minoră), care constă în variaţia concentraţiei elementelor componente în limitele grăuntelui microscopic primar (rezultat din cristalizarea primară).

Segregaţia macroscopică este produsă de variaţia condiţiilor de solidificare la scara produsului şi poate fi pusă în evidenţă atât prin analiză chimică macroscopică în diferite puncte ale produsului, cât şi prin efectele pe care această segregaţie le are asupra macrostructurii produsului. Un exemplu tipic este cel al segregaţiei majore a carbonului şi a impurităţilor (S, P, As, Sn), precum şi a elementelor însoţitoare (Mn, Si) şi a elementelor de aliere (Cr, Ni,

Mo) în lingourile de forjă. Toate elementele au segregaţie pozitivă (respectiv în V) în partea superioară a lingoului (fig. 5.24). Segregaţia macroscopică apare şi în piesele turnate mai ales la cele cu pereţi groşi dar este mai redusă decât în lingou. Segregaţia macroscopică nu poate fi modificată prin tratamentul termic de omogenizare. Ea poate fi atenuată numai prin măsuri preventive de elaborare şi turnare.

Fig. 5.24. Secţiune printr-un lingou de

forjare cu punerea în evidenţă a segregaţiei zonale şi a macrostructurii

caracteristice [11]


157

Segregaţia microscopică este produsă de frânarea difuziei atomice în faza solidă, în cursul procesului de cristalizare primară, ca urmare a variaţiei vitezei A răcire la solidificare. Dacă ea este foarte mare depăşind, de regulă, 20°C/s, faza lichidă omogenă se subrăceşte puternic şi se solidifică „instantaneu", dând naştere unei soluţii solide omogene. Eliminarea segregaţiei se bazează pe procese intense de difuzie care sunt facilitate de temperaturi înalte şi de durate foarte mari de menţinere. Parametrii tehnologici ai recoacerii de omogenizare: -temperatura de austenitizare: Taust=1050÷1250°C; -timpul de menţinere: tmenţ=10÷20 h; -viteze de încălzire şi răcire lente (max. 100°C/h) piesele turnate fiind sensibile la fisurare.

5.3.4. Recoacerea pentru ameliorarea prelucrabilităţii prin aşchiere

Scopul acestui tratament termic este de a aduce materialul metalic în situaţia de a fi prelucrat prin aşchiere în condiţii economice, cu productivitate mare şi cu consum minim de scule aşchietoare şi de energie. Tratamentul se aplică semifabricatelor iniţiale sub formă de produse iniţiale sub formă de produse laminate la cald, piese forjate şi piese turnate supuse prelucrărilor de degroşare prin care se elimină cantităţi mari de material sub formă de aşchii, respectiv cu regimuri intensive de aşchiere (adâncime mare de tăiere, avans mare, viteză mare de aşchiere). Acest tratament se aplică: -oţelurilor extramoi şi moi carbon şi slab aliate (<0,2%C) destinate cementării, sub formă de semifabricate laminate, forjate, care au structura predominant feritică (80÷90%), moale, greu aşchiabilă din cauza aderării feritei de muchia sculei aşchietoare, fiind necesară fragilizarea acesteia. Se recomandă: • normalizare cu supraîncălzire (950÷1050°C) pentru creşterea

granulaţiei austenitice; • obţinerea efectului de perlitizare prin răcire în aer ventilat sau

ulei. -oţelurilor slab aliate de cementare (21TiMnCr12, 18MoCrNi13) destinate roţilor dinţate în vederea operaţiei de danturare prin mortezare se recomandă:


158

• recoacere izotermă la Tiz=600÷650°C; • menţinere la tiz=2÷3h (în apropiere de Tcp). Tratamentele termice de îmbunătăţire a prelucrabilităţii prin aşchiere se referă în general la recoacerile de înmuiere sau globulizare a lamelelor de cementită care se realizează pe următorul principiu .teoretic: -se creează iniţial o structură lamelară fină de cementită, în cadrul perlitei sorbitice, cu dizolvarea parţială a reţelei de cementită secundară (la oţelurile hipereutectoide), aplicându-se ca tratament termic preliminar o recoacere de normalizare; -se reaustenitizează, însă incomplet structura în domeniul de temperaturi T=Ac1+20÷50°C (730÷760°C), obţinându-se o austenita neomogenă cu urme de carburi nedizolvate (cu rol de centri de cristalizare); -răcirea ulterioară foarte lentă în intervalul Ar1÷600°C va determina reprecipitarea cementitei sub formă globulară pe centrii existenţi rezultând un amestec mecanic de ferită şi cementită cu caracter globular; dispersia şi gradul de globulizare a cementitei depinde de regimul termic ales, în funcţie de structura prescrisă operaţiei de aşchiere respective (degroşare, finisare). În figura 5.25 se prezintă structurile de recoacere de globulizare ale oţelurilor OSC10, RUL1 şi oţelul rapid Rp3.

Fig. 5.25. Microstructurile de recoacere de globulizare ale

oţelurilor: a-OSC10; b-RUL 1 (0,90%C,

1,68%Cr);c-Rp3 (18%W, 4%Cr, 1%V, 0,85%C). Nital

2% (500:1) [12]


159

5.3.5. Recoacerea de globulizare Se aplică oţelurilor eutectoide şi hipereutectoide cu structură perlitică (90÷100% perlită lamelară restul poate să fie cementită secundară liberă). Perlita lamelară este un constituient dur (250÷350 HB în funcţie de fineţea lamelelor de cementită secundară) şi fragil, care se sparge la contactul cu muchia sculei aşchietoare şi dă naştere unor “colţi” sau vârfuri, care acţionează ca nişte abrazivi asupra sculei aşchietoare producând uzarea rapidă a acesteia. Prelucrabilitatea prin aşchiere a acestor oţeluri poate fi îmbunătăţită prin aplicarea acestui tratament termic prin care se modifică forma particulelor de cementită din lamele în globule, care vor fi înglobate într-o masă feritică. La prelucrare, muchia tăietoare a sculei va aluneca peste globule şi va ataca masa feritică moale, pe care o va disloca mai uşor, preluând în aşchii şi globulele de cementită. Acest tratament poate fi realizat în patru variante (fig. 5.26): 1. recoacere incompletă clasică, cu austenitizare la T=750÷810°C urmată de răcire lentă dirijată (10÷20°C/h) în intervalul Ar1÷600°C (fig. 5.26, a); 2. recoacere izotermă cu austenitizare la T=750÷810°C şi menţinere la Tiz=650÷680°C, timp de tiz=8÷12h urmată de răcire în aer (fig. 5.26, b);

Fig. 5.26. Variante de recoacere de globulizare a oţelurilor dure şi extradure: a-recoacere incompletă clasică; b-recoacere izotermă; c-recoacere cu pendulări

multiple; d-recoacere subcritică [12]


160

3. recoacere prin pendulări multiple în jurul temperaturilor Ac1 şi Ar1 (720÷730°C şi 680°C, timp de 30÷40 min) de 3-4 ori cu răcire ulterioară în aer (fig. 5.26, c) ; 4. recoacere subcritică, la 680÷720°C, timp de 3÷4h cu răcire lentă (30°C/h) pentru oţelurile de arcuri (perlitice) care se globulizează fin la astfel de menţineri subcritjce (fig. 5.26, d).

5.3.6. Recoacerea de detensionare Spre deosebire de recoacerile însoţite de transformări structurale care corectează total structurile anterioare prin recristalizare fazică completă, recoacerile subcritice corectează numai starea de tensiune, forma, mărimea grăunţilor cristalini şi starea de omogenitate chimică (segregaţiile intracristaline) ale aceleiaşi faze structurale. Se bazează pe creşterea mobilităţii atomilor la încălzire în domeniul subcritic şi creează stări mai apropiate de echilibru, care conferă produselor proprietăţi tehnologice şi de exploatare mai bune. Recoacerea de detensionare se aplică pieselor şi semifabricatelor turnate, sudate, forjate, deformate plastic la rece (ecruisate), călite şi prelucrate prin aşchiere din oţeluri carbon şi aliate sau pieselor turnate din fontă, metale şi aliaje neferoase preîncărcate cu tensiuni interne remanente. Scopul acestei recoaceri este eliminarea parţială sau totală a tensiunilor interne. Ca geneză, tensiunile interne pot fi: termice, structurale, mecanice. Tensiunile termice apar în timpul încălzirii sau răcirii neuniforme a aceluiaşi produs metalic care determină un gradient de temperatură ∆T în secţiune, între miez şi suprafaţă sau între părţi din aceeaşi piesă, astfel încât contracţia sau dilatarea acestora se produc nesimultan şi inegal şi se frânează reciproc. Tensiunile termice apar mai ales în produsele masive (lingouri, piese mari) din oţeluri aliate, cu conductivitate termică redusă, sau în piese cu configuraţii complicate, cu treceri bruşte de secţiune, care sunt supuse la încălziri sau răciri bruşte. Tensiunile termice σ sunt proporţionale cu gradientul de temperatură ∆T existent la un moment dat pe parcursul încălzirii sau răcirii: Tk ∆σ ⋅= Pentru evitarea unor gradienţi ∆T mari se urmăreşte atenuarea vitezei de încălzire-răcire.


161

Tensiunile structurale sunt datorate transformărilor fazice la încălzire sau răcire (călire), care se desfăşoară cu variaţie de volum specific (de exemplu, la transformarea martensitică) şi se produc nesimultan în secţiunea sau volumul aceleiaşi piese. Tensiunile mecanice sunt introduse prin acţiuni exterioare, inerente prelucrărilor tehnologice: • turnare (contracţia nesimultană la solidificare); • debavurare; • curăţire; • remaniere prin sudare; • deformare plastică. Aceste tipuri de tensiuni pot apărea independent sau dintr-o dată în acelaşi produs, însumându-se în mod nefavorabil. Tensiunile se manifestă prin deformaţii elastice, determinând creşterea energiei libere totale a produsului considerat ca un sistem mecanic şi deci influenţându-i starea de echilibru, în funcţie de mărimea şi scara la care se echilibrează, pot fi macrotensiuni (la scara piesei) şi microtensiuni (de ordinul II la scara grăunţilor cristalini). Tensiunile remanente σrem neechilibrate se manifestă nefavorabil, putând determina în timpul depozitării, manipulării sau al altor operaţii tehnologice în funcţie de valorile reciproce faţă de Rm (rezistenţa la rupere) şi Rp02 (limita de curgere) ale metalului, următoarele interacţiuni: • deformarea (strâmbarea) sau modificarea dimensională a

pieselor; • fisurarea pieselor dacă σrem>Rm în domeniul elastic; • înrăutăţirea comportării în exploatare, deci periclitarea siguranţei

în exploatare şi durabilităţii pieselor. Se impune deci eliminarea lor în mod preventiv până la o valoare nepericuloasă pentru integritatea pieselor, printr-un tratament termic de recoacere de detensionare. Mecanismul detensionării depinde de temperatura de încălzire care afectează mobilitatea atomilor (fig. 5.27): • până la o temperatură critică T0, care depinde de material, la

care tensiunile σrem<Rp02 are loc numai o oarecare relaxare a tensiunilor prin redistribuirea şi scăderea densităţii defectelor de reţea, bazată pe procese de difuzie atomică;

• la temperaturi peste T0, când intervine creşterea bruscă a plasticităţii, ca urmare a scăderii limitei de curgere cu temperatura, tensiunile interne σrem>Rp02 se pot descărca masiv,


162

consumându-se energia de deformare care le este asociată prin procese de curgere plastică în diferite microvolume de metal, fără ca aceasta să afecteze macroscopic forma produsului.

Detensionarea necesită încălzirea produselor metalice cel puţin deasupra temperaturii critice T0 cu menţinere îndelungată, pentru eliminarea cât mai completă a macrotensiunilor la nivelul la care ele nu mai prezintă nici un pericol. Se pot elimina şi pe cale mecanică

prin acţiuni superficiale, sablare cu alice, ciocănire, vibrare cu ultrasunete, care urmăresc introducerea unor tensiuni de compresiune în strat. Parametrii tehnologici ai recoacerii de detensionare sunt: • temperatura de recoacere de detensionare Trec detens: 1. temperatura de recoacere la produsele turnate din oţel care au T0=450°C este Trec detens=550÷650°C la care Rp02≈20÷60 N/mm2. 2. la produsele la care nu trebuie să se producă transformări structurale nefavorabile conservării proprietăţilor anterioare, temperaturile de detensionare se stabilesc pe alte criterii: - la sculele călite, şi straturile călite superficial detensionarea se face la temperaturi sub 200°C cu ocazia revenirilor joase; - la tablele ecruisate de nuanţă tare, Trec detens<Trecrist; - la produsele sudate Trec detens≈400÷600°C. • durata de menţinere se adoptă de 2,4÷3,5 min/1 mm grosime de

produs sau după egalizarea temperaturii o menţinere de minimum 2÷3 h.

• vitezele de încălzire şi răcire trebuie să fie foarte lente, deoarece piesele tensionate sunt sensibile la fisurare. Se recomandă răcire până la 200°C în cuptor, apoi în aer.

Acest tratament este deosebit de important pentru buna funcţionare a pieselor în procesul de exploatare, dar, în acelaşi

Fig. 5.27. Mecanismul detensionării [12]


163

timp, este neeconomic datorită consumului mare de energie electrică.

5.3.7. Recoacerea de recristalizare Este tratamentul termic care urmăreşte eliminarea parţială

Fig. 5.28. Influenţa temperaturii de recoacere asupra proprietăţilor mecanice (a) şi structurii unui oţel extramoale OL37 deformat plastic la rece (b, c): I-domeniul restaurării; II-domeniul recristalizări; III-domeniul creşterii granulaţiei; b, c-stări

ecruisate după laminare cu 30% şi respectiv 50% reducere; d-deformat şi recopt la 650°C - recristalizare parţială (a feritei); e-deformat şi recopt la 900°C

(normalizare) - recristalizare totală a feritei şi perlitei Nital 2%, b, c (100:1) şi d, e (200:1) [12]


164

sau totală a efectului de ecruisare care apare în produsele metalice deformate plastic la rece prin laminare, trefilare, ambutisare etc. (table, sârme, benzi, ţevi, bare). Recoacerea de recristalizare poate fi: • tratament termic intermediar - dacă se urmăreşte redarea

integrală a plasticităţii iniţiale (înmuiere în scop tehnologic pentru continuarea deformării plastice);

• tratament termic final - dacă se urmăreşte realizarea unei asociaţii de caracteristici mecanice, definite prin nuanţele de duritate: FT (foarte tare); T (tare), 3/4T, 1/2T şi M (moale), cu care se livrează produsele laminate, trase, trefilate.

Aceste produse se realizează din metale pure şi aliaje neferoase monofazice tip ss α - (bronzuri, alame) sau oţel extramoale-moale sub 0,25% C cu structură predominant feritică (fig. 5.28, b, c). Temperatura de recristalizare a oţelurilor depinde de: • conţinutul de carbon, al elementelor de aliere şi al impurităţilor; • de gradul de deformare; Pentru oţelul carbon, Trecr=400÷500°C şi pentru oţeluri austenitice sau feritlce înalt aliate Trecr=700÷800°C. Parametrii tehnologici. Temperatura de încălzire la oţelurile carbon (OL37) ecruisate se alege în funcţie de scopul urmărit şi de variaţia proprietăţilor (fig. 5.28, a): - pentru detensionare - în domeniul restaurării Trec recr <550°C; - pentru recristalizare parţială (a feritei, deoarece perlită rămâne deformată) Trec recr =Trecr+(50÷100°C)=650°C (fig. 5.28, d); - pentru realizarea durităţii şi alungirii prescrise stării de recristalizare totală, se aplică o normalizare la 900°C care să asigure o granulaţie echiaxă fină pentru ferită şi perlită (fig. 5.28,e). Durata de menţinere are acelaşi efect ca şi creşterea temperaturii de încălzire, dar: • se preferă creşterea temperaturii dacă are loc recristalizarea; • prelungirea duratei de menţinere dacă se urmăreşte numai

detensionarea. Pentru încălzire la: - Trec.recr≈Trecr - duratele de menţinere sunt de 0,5÷1h; - Trec.recr=Trecr+100÷300°C - durata de menţinere devine de 15÷30 min. Viteza de încălzire şi răcire nu prezintă importanţă practică în cazul aliajelor monofazice, al metalelor pure sau oţelurilor moi (sub A1). În mod obişnuit se face răcirea în aer, iar în apă, numai dacă se urmăreşte desprinderea crustei de oxizi.


165

5.4. TEHNOLOGIA CĂLIRII OŢELURILOR Călirea se aplică oţelurilor carbon sau aliate: • de îmbunătăţire pentru organe de maşini (osii, axe, arbori,

arcuri); • pentru scule de deformare (0,5÷0,8%C); • pentru scule aşchietoare (0,8÷1,4%C); • pentru rulmenţi (0,85÷0,95%C, 65%Cr); • pentru pinioane, roţi dinţate carburate sau carbonitrurate din

oţeluri de cementare. Călirea are ca scop obţinerea structurilor în afară de echilibru, martensitice sau bainitice, prin austenitizare urmată de răcire continuă energică, respectiv de călire izotermă. Parametrii tehnologici ai călirii. Temperatura de încălzire pentru călire Tcăl se alege diferenţiat (v. fig. 5.7 şi fig. 5.15, b): • pentru oţelurile hipoeutectoide: Tcal=Ac3+30÷40°C, cu

austenitizare completă pentru a nu rămâne ferita; • pentru oţelurile eutectoide şi hipereutectoide: Tcal=Ac3+30÷50°C

cu austenitizare incompletă în scopul păstrării carburilor secundare nedizolvate.

Durata de încălzire la călire se stabileşte în funcţie de utilajul de încălzire, adoptându-se următorarele durate relative: - la cuptor electric 1÷1,25min/1mm; - la cuptor cu flacără 0,8÷1min/1mm; - în baie de săruri 0,25 min/1mm. Mediile de răcire la călire se aleg avându-se în vedere vitezele critice ale oţelului, deci viteza de răcire efectivă care trebuie asigurată în secţiunea produsului pentru a se obţine structurile de călire prescrise, evitându-se tensiunile termice de valori mari care pot periclita piesa. Mediile (v. fig. 5.4) sunt caracterizate prin severitatea de răcire H, considerată în raport cu apa (H=1) şi se aleg astfel: - aerul (H=0,02÷0,15), pentru oţeluri aliate autocălibile; - topiturile de săruri (H=0,3), pentru călire izotermă şi în trepte; - ceaţa (H=0,2÷0,3) şi uleiul (H=0,4), pentru oţelurile aliate; - apă şi apă cu NaOH (H=1÷2) pentru oţelurile carbon (OLC, OSC). Călibititatea este o caracteristică tehnologică a oţelurilor care arată comportarea lor la călire. Se exprimă prin: • duritatea maximă (la 100% M) pe care o realizează la călire

martensitică un oţel în funcţie de compoziţia chimică: conţinutul de carbon şi de elemente de aliere (v. fig. 5.15, a, d);


166

• adâncimea de pătrundere a călirii sc considerată de la marginea piesei până în zona în care se obţine o structură şi duritate semimnartensitică: 50%M+50% (T+B+α).

În figura 5.29 se prezintă variaţia vitezei de răcire în secţiunea unui produs cilindric şi adâncimea de călire sc care corespunde vitezei critice semimartensitice vcr SM. Călibilitatea determină caracteristicile mecanice de exploatare ale unui produs, deoarece numai dacă piesa s-a călit anterior profund la martensită, după revenire se va putea obţine o structură uniformă fină, cu caracter punctiform (sorbitică), în toată secţiunea piesei. De aceea, în piesele intens solicitate, supuse în- toată secţiunea la tensiuni axiale („solicitări tari") se impune după călire o structură cu 90÷100%, M până în miez (ca de exemplu, la buloane); în schimb pentru piese supuse la încovoiere („solicitări moi") este necesară o structură cu 90÷100% M spre suprafaţă, până la circa 1/2 din rază, în miezul piesei fiind suficientă o structură cu 50% M (de exemplu, la axe, arbori). Călibilitatea depinde de: • factorii de material care

influenţează şi viteza critică de călire: conţinutul de carbon, elemente de aliere şi mărimea grăuntelui de austenită, şi anume creşte odată cu conţinutul de carbon al oţelului şi cu adaosurile de elemente de aliere care deplasează diagramele TTTI spre dreapta (Cr, Si, Mn, Ni, W, V, Mo etc.) şi scade cu micşorarea granulaţiei şi gradul de neomogenitate al austenitei (Tcăl) (austenita devine mai instabilă);

• factori geometrici (diametrul piesei D) şi de mediul de răcire. Călibilitatea se determină experimental şi se exprimă prin:

Fig. 5.29. Variaţia vitezei de răcire în secţiunea unui produs cilindric.

Adâncimea de călire sc corespunde la vcr SM [12]


167

• Dcr (fig. 5.30, a.) diametrul critic care este diametrul secţiunii minime care se căleşte la duritatea HRCSM în miez şi este dependent de mediul de răcire utilizat. Astfel, pentru acelaşi oţel (OLC45) Dcr.apă>Dulei dar influenţează şi temperatura de austenitizare;

• lungimea caracteristică lc (în mm) de pătrundere a călirii până la HRCSM într-o probă cilindrică de dimensiuni standardizate-proba Jominy-care este austenitizată şi apoi răcită numai frontal cu

Fig. 5.30. Stabilirea diametrului critic (a) şi corelaţia lui cu viteza critică de

călire şi distanţa caracteristică lc, (b) [12]

Fig. 5.31. Instalaţie de călire frontală pentru determinarea călibilităţii (a) şi

curbele (banda) de călibilitate (b) stabilită pe 25 şarje pentru un oţel aliat [12]


168

apă într-o instalaţie specială (fig. 5.31, a). Distanţa caracteristică lc se măsoară pe curba de călibilitate trasată în coordonate HRC, distanţa de la capătul călit (mm), până în dreptul durităţii HRCSM.

Călibilitatea determinată pe proba Jominy se exprimă Jlc/HRCSM. Pentru fiecare marcă de oţel standardizat se trasează banda de călibilitate pentru un număr de 25÷100 şarje (fig. 5.31, b), aceasta constituind o caracteristică a oţelului. Distanţa caracteristică lc este în dependenţă şi cu diametrul critic, prin viteza de răcire (fig. 5.30, b), permiţând alegerea diametrelor reale de piese în cazul fiecărui oţel care să se .poată căli pătruns după prescripţii.

Fig. 5.32. Corelaţia dintre răcirea continuă, diagrama TTTI şi o probă de călibilitate (a); microstructuri obţinute (b) în poziţiile A, B, C, D ale probei Jominy: A-martensită 50 HRC; B-martensită+bainită+troostită 45 HRC;

C-bainită+ferită+troostită+ martensită (urme) 35 HRC; D-ferită+troostită+bainită 20 HRC [12]


169

În figura 5.32 este redată variaţia durităţii pe lungimea probei Jominy, în corelaţie cu diagrama TTTI şi cu microstructurile din câteva poziţii (A, B, C, D). Stratul călit la o piesă cilindrică (fig. 5.29), respectiv lungimea călită la HRCSM a probei Jominy (fig. 5.31 şi fig. 5.32), corespunde zonei până în care se asigură viteza critică de călire semimartensjtică. Secţiunile mai groase nu se vor căli decât la alegerea unui mediu de răcire mai energic sau a unui oţel cu călibilitate mai mare (aliat).

5.4.1. Tensiuni interne la călire şi metode de călire Cu cât un mediu de răcire are capacitate mai mare de răcire, mai ales în dreptul cotului perlitic, de exemplu apă la un oţel carbon (v. fig. 5.4), el va putea asigura o călire martensitică totală, fără a se intercepta transformările intermediare, deoarece este îndeplinită condiţia: vrăc>vcr căl. Dacă însă răceşte prea intens în intervalul Ms÷Mf (ca de exemplu, apa), apar tensiuni termice mari care se suprapun cu cele structurale, cauzate de transfromarea: ( ) ( )%5,11V)tvc(M)cfc(AF 77,0

M77,0

s K∆γ +→ însoţită de creştere de volum, iar tensiunile cumulate vor putea determina deformarea sau chiar fisurarea pieselor cu configuraţii mai complicate. Sensibilitatea la fisurare a oţelurilor călite obligă la precauţii privind alegerea mediului de răcire fiind de preferat uleiul care este eficient numai la oţelurile aliate. Dacă oţelul nu are călibilitate suficientă se adoptă diferite metode de călire care să atenueze pericolul fisurării din cauza tensiunilor interne, mai ales pentru piesele masive şi cu configuraţii complicate. Faţă de călirea clasică într-un singur mediu (apă sau ulei) care se aplică la piese cu forme simple se disting: • călirea întreruptă în două medii, la început răcire energică (în

apă) apoi în ulei; • călirea în trepte se aplică la piese complicate din oţeluri aliate în

scopul egalizării temperaturii în secţiunea piesei înainte de transformarea martensitică, efectuând iniţial o răcire cu menţinere 5÷10 min într-o baie de săruri la o temperatură puţin peste Ms şi apoi în aer;

• călirea izotermă-bainitică la oţeluri aliate prin menţinerea piesei după austenitizare prealabilă la Tiz=300÷400°C, timp de 1÷2h până la terminarea transformării:


170

( ) BAF →γ rezultând structuri echivalente celor obţinute după călire obişnuită urmată de revenire la 300÷400°C; • călirea prin frig în medii criogene (sub 0°C) se continuă imediat

după călirea obişnuită în scopul sensibilizării la transformare a austenitei reziduale mai ales în oţelurile pentru scule.

5.4.1.1. Metoda călirii superficiale

Călirea superficială faţă de cea profundă este uneori suficientă (la pinioane, fusuri, manetoane, came) pentru a realiza un efect de durificare superficială printr-un strat dur martensitic rezistent la uzură, menţinând miezul

relativ tenace (cu structură ferito-perlitică sau sorbitică) (fig. 5.33). Se procedează la încălzirea locală, pe adâncimea prescrisă piesei, prin curenţi de inducţie CIF sau cu flacără oxiacetilenică. Încălzirea prin CIF asigură austenitizarea numai pe o anumită adâncime s (mm) în funcţie de frecvenţa f a curentului (Hz), conform relaţiei:

f

50s = (5.13)

iar la răcire imediată energică cu apă în strat se obţine martensită. În figura 5.34 se prezintă câteva procedee de călire superficială a axelor şi a roţilor dinţate, precum şi profilul macroscopic al stratului călit.

5.5. TEHNOLOGIA REVENIRII Revenirea se aplică oţelurilor călite cu structură martensitică sub forma de scule şi organe de maşini. Revenirea este un tratament termic subcritic (încălzire sub A1) aplicat oţelurilor călite martensitic pentru a le readuce spre o stare mai apropiată de echilibru prin descompunerea martensitei într-un amestec de:

Fig. 5.33. Călirea profundă (a) şi superficială

(b): variaţii caracteristicilor mecanice în secţiunea produselor călite (1) şi ulterior revenite (2); M-martensită; S-sorbită [12]


171

( ) ( ) reman3A CFecvcFtvcM 1 σα −+ →< (5.14)

şi eliminarea tensiunilor interne.

În funcţie de temperatura de revenire se disting: • revenirea joasă care presupune încălzire la 180÷300°C şi se

aplică sculelor aşchietoare, rulmenţilor şi pieselor cementate cu straturi superficiale călite, fără a Ie modifica duritatea, numai în scopul detensionării; constituentul de revenire joasă care se obţine este martensită de revenire cubică, neagră,

Fig. 5.34. Călirea superficială CIF a axelor (a, b, c) si roţilor dinţate (d, e, f, g) în instalaţii specifice şi profilul

stratului călit superficial obţinut (c, g): d-călire cu inductor inelar; e, f-călire „dinte cu dinte" şi respectiv „gol cu

gol” [12]


172

transformându-se şi o parte din austenita reziduală în martensită;

• revenirea medie, care presupune încălzire la 350÷450°C şi se aplică oţelurilor pentru arcuri, sculelor de deformare la rece care necesită proprietăţi de elasticitate; se obţine constituentul troostită de revenire cu duritate mai mică, dar limită de elasticitate mare;

• revenirea înaltă cu încălzire la 450÷650°C se aplică pentru organele de maşini care execută mişcare şi care necesită tenacitate (axe, arbori); duritatea şi rezistenţa mecanică scad şi se îmbunătăţeşte rezilienţa şi limita la oboseală. Se poate obţine o asociaţie optimă de rezistenţă şi tenacitate alegând corespunzător Trev şi trev.

De exemplu, oţelul OLC60 pentru aceeaşi rezistenţă Rm=850 N/mm2 în stare laminată, are Rp02=520 N/mm2, A=5% şi Z=10%, în timp ce după îmbunătăţire prezintă Rp02=650 N/mm2, A=15% şi Z=40%. Aceste proprietăţi sunt o consecinţă a structurii sorbitice deosebit de fină şi uniformă în toată secţiunea produselor. În concluzie un oţel simplu călit martensitic este dur şi fragil şi nu poate fi utilizat astfel. Revenirea este tratamentul care reduce fragilitatea, diminuează valorile tensiunilor interne şi determină variaţia proprietăţilor mecanice. Parametrii tehnologici ai procesului de revenire sunt: -temperatura de revenire prezintă cea mai mare importanţă şi se stabileşte în funcţie de gradul de înmuiere dorit din curbele de revenire (fig. 5.35, a) care sunt trasate pentru toate oţelurile standardizate. Astfel la oţelurile cu 0,4÷1,2 %C:

Fig. 5.35. Curbe de revenire (variaţia HRC în funcţie de Trev) ale unor oţeluri carbon cu: 0,2, 0,35, 0,6, 0,77 şi respectiv 1,2%C (a). Modificarea durităţii

(HB), rezistenţei mecanice (Rm, Rp02), alungirii (A) şi gâtuirii în funcţie de Trev la un OLC45 (b) [12]


173

• revenirea joasă de la 180 la 300°C asigură HRC=58÷64 şi detensionare avansată;

• revenirea medie la 350÷450°C asigură HRC=50÷45 şi creşterea elasticităţii;

• revenirea înaltă după călire (îmbunătăţire) Ia 450÷650°C asigură HRC=34÷38; KCU=15÷20 daJ/cm2 ;

• revenirea foarte înaltă sau recoacerea subcritică Ia 650°C÷A1, urmăreşte un scop tehnologic de globulizare a perlitei şi determină o înmuiere avansată la HRC=16÷18.

-durata de menţinere se stabileşte în funcţie de diametrul piesei (fig. 5.35, b) din curbele de revenire trasate pentru fiecare oţel pe probe standard Ø25 pentru reveniri timp de 1h, considerând:

( ) [ ]h25mmDtrev = (5.15)

Acelaşi efect de înmuiere la revenire ca şi temperatura îl determină şi durata de menţinere; se pot alege regimuri izosclere de revenire pentru obţinerea aceleiaşi durităţi HB prin cuplarea T1 cu t1 sau T2 cu t2 unde T1>T2, t1<t2. De exemplu, se preferă alegerea unei temperaturi mai înalte de revenire, unei durate mai lungi de menţinere, deoarece aceasta asigură o detensionare mai completă a structurii după călire. Dacă prin călire, care nu a fost total profundă, în miezul piesei au rămas structuri perlitice, acestea se vor uniformiza şi globuliza mai complet dacă se prelungeşte durata de revenire. Nu este admisă însă prezenţa feritei. -fragilitatea la revenire, care se manifestă la oţelurile aliate (Cr-Ni, Cr-Mn) se evită prin practicarea răcirii în ulei după revenire sau prin alierea suplimentară cu molibden, wolfram, iar răcirea după revenire se face în aer.

5.6. TRATAMENTE TERMICE APLICATE SCULELOR În funcţie de specificul operaţiilor de prelucrare pentru care sunt destinate, sculele se clasifică în: 1. scule aşchietoare, de pilire şi tăiere cu desprindere de aşchii pentru prelucrare la rece: cuţite de strung, freze, burghie, tarozi, alezoare, cuţite de mortezat, broşe, pile şi pânze de fierăstrău; 2. scule de prelucrare la rece (matriţare, tăiere, lovire-dăltuire, laminare, trefilare) dintre care se pot exemplifica: matriţe,


174

stanţe, cuţite, foarfece, ciocane pneumatice, dălţi, cilindrii pentru laminor, scule de măsurat şi verificat; 3. scule şi dispozitive, de prelucrare la cald (forjare, matriţare, turnare sub presiune a materialelor metalice, laminare, tragere) dintre care se amintesc: matriţele, cilindrii de laminor. Toate sculele destinate prelucrării altor metale prin deformare, aşchiere, debitare şi sculele de măsurare sunt supuse la solicitări din cele mai complexe: • frecare între suprafaţa prelucrată, aşchie şi sculă; • tensiuni de contact; • răsucire, îndoire; • încălzire locală la 500÷600°C; • vibraţii, şocuri mecanice, şocuri termice. Acestea dezvoltă un proces de uzură manifestat prin: • creşterea rugozităţii părţii active; • ieşirea din cotele admise; • degradarea (teşirea sau rotunjirea) muchiilor aşchietoare; • arderea superficială; • gripaj; • fisurare; • ştirbirea sau smulgerea danturii. Uzura normală admisă este remediată prin recondiţionare repetată (reascuţire, reprofilare) şi determină durabilitatea sculelor. Uzura anormală însoţită de modificarea formei provoacă ieşirea din uz prematură şi este determinată de existenţa unor defecte de material, tratament termic greşit aplicat sau de un regim de aşchiere incorect. Corespunzător acestor solicitări, sculele trebuie să îndeplinească anumite condiţii în ceea ce priveşte proprietăţile de utilizare specifice pe care le asigură materialul sculei şi tratamentul termic aplicat: -duritate mult mai mare decât a materialului de prelucrat pentru a-i asigura capacitatea de tăiere şi de deformare (HRC=60÷64); -rezistenţă mecanică la rupere (mai ales Ia sculele subţiri); -rezistenţă la uzură mecanică (prin frecare şi eroziune); -tenacitate în cazul sculelor de lovire-deformare; -stabilitate la cald prin păstrarea intactă a structurilor stratului superficial şi a proprietăţilor de utilizare (a durităţii şi rezistenţei la uzură), la încălzire spontană locală, din cauza transformării lucrului mecanic de frecare în căldură sau a preluării temperaturii ridicate a materialului de prelucrat.


175

Toate oţelurile destinate fabricării sculelor sunt caracterizate în primul rând prin duritate şi rezistenţă Ia uzură mari asigurate prin: - aliere cu carbon ridicat: 0,6÷1,4%C; - aliere cu elemente carburigene Cr, V, W, Mo, pentru creşterea stabilităţii la cald până la 600÷650°C şi a călibilităţii; - călire marlensitică. Duritatea mare trebuie asociată, de la caz la caz, cu o oarecare tenacitate reglabilă din alegerea condiţiilor de revenire, în detrimentul durităţii. La sculele aşchietoare şi de debitare din oţeluri cu 0,8÷1,4%C prevalează duritatea maximă. Se aplică călirea incompletă (Ac1+30÷50°C) cu răcire în apă sau ulei şi revenire joasă (150÷200°C) pentru detensionare, structura de utilizare fiind alcătuită din martensită de revenire şi carburi. La sculele de deformare (matriţe) supuse la lovire şi presiune se realizează un compromis între o duritate maxim posibilă a părţii active supusă la uzură erozivă şi rezistenţă la rupere şi o tenacitate mai mare, pentru buna preluare a socurilor de către partea inactivă. În acest caz se aleg oţeluri cu 0,4÷0,6%C şi se aplică o călire totală, urmată de revenire diferenţiată, medie sau înaltă la structură de troostită sau sorbită, în partea inactivă şi revenire joasă pentru păstrarea durităţii maxime în partea activă. Oţelurile carbon sunt ieftine, asigură durităţi maxime, dar prezintă călibilitate redusă: necesită răciri energice în apă sau apă cu săruri pentru a căli pe secţiuni de maximum 3÷8 mm. De asemenea, nu au stabilitate la cald, peste 200°C se înmoaie şi îşi pierd rezistenţa la uzură. Oţelurile slab aliate (până la maximum 6% elemente de aliere), cu Cr, Cr-Mo-V, Cr-W-V, Cr-Ni-Mo, asigură călibilitate mare, deci posibilitatea utilizării sculelor masive cu răcire în ulei sau aer Ia călire şi rezistenţă la uzură la temperaturi înalte în condiţii grele de solicitare (la aşchiere pînă la 280°C). Stabilitatea la roşu (până la 500÷600°C) la sculele aşchietoare o conferă numai alierea înaltă cu peste 15% elemente de aliere - la oţelurile rapide la care se obţin HRC=64÷66. Stabilitatea la roşu până Ia 900÷1000°C necesară la viteze foarte mari de aşchiere se obţine numai la aliajele dure turnate sau la cele de tip Widia - sub formă de plăcuţe dure - realizate prin metalurgia pulberilor, prin sinterizarea carburilor de wolfram (71%WC), titan (21%TiC) într-o masă de cobalt (8%). Se obţin durităţi de 88÷90 HRA stabile până la 1000°C.


176

Pentru durificare superficială suplimentară se aplică tratamente termochimice (cianizare, cromare).

5.7. TRATAMENTE TERMICE APLICATE PIESELOR TURNATE DIN OŢEL CARBON

Oţelurile carbon turnate sunt oţeluri hipoeutectoide cu un conţinut de carbon de 0,1÷0,5%. Structura pieselor brut turnate din oţel este caracterizată prin: • neuniformitate de distribuţie, formă şi mărime a grăunţilor de

ferită şi perlită în secţiunea aceloraşi piese; • neomogenitate chimică (segregaţii intra şi interdendrilice); • stare de tensiuni remanente din procesul de solidificare, răcire

dezbatere, debavurare, curăţire, care periclitează stabilitatea dimensională şi a formei şi chiar integritatea pieselor;

• la suprafaţă prezintă structuri greu aşchiabile. Toate aceste stări defectuoase determină caracteristici mecanice, fizice şi chimice reduse. Tratamentele termice care la oţelurile carbon turnate sunt singulare urmăresc patru obiective: • omogenizarea chimică şi uniformizarea structurii; • detensionare-eliminarea tensiunilor interne remanente; • îmbunătăţirea prelucrabilităţii prin aşchiere; • asigurarea caracteristicilor mecanice de exploatare prescrise. Tratamentele termice se aleg diferenţiat în funcţie de natura structurii finale, prescrise, conform clasei de calitate în care se încadrează şi se livrează piesele din oţel carbon turnat; cele mai obişnuite tratamente termice sunt recoacerile de detensionare şi recoacerile de regenerare. Clasa l de calitate prevede (conform SR ISO 3755:1994) prescripţii numai pentru valorile minime ale Rm şi A care pot fi asigurate prin aplicarea unei recoaceri de detensionare după următorul regim: • Trec=600÷700°C; tment=4÷10h după egalizare, în funcţie de

mărimea pieselor, ceea ce revine la 1h pentru o grosime de 25 mm; viteza de încălzire şi răcire relativ reduse (<50°C/h);

Se asigură o detensionare acceptabilă şi în consecinţă stabilitate dimensională şi o oarecare creştere a alungirii (A%). Clasele 2 şi 3 de calitate prevăd pentru piese greu solicitate, tratamente termice mai complexe însoţite de transformări de fază,


177

care să asigure valori garantate, inclusiv pentru Rp02, Z, KCU, şi anume: -recoacere completă:

• Trec=Ac3+30÷60°C cu răcire lentă (în cuptor) şi vrac=100÷120°C/h;

-normalizare completă şi recoacere de detensionare: • TN=Ac3+50÷70°C cu răcire în aer; • Trec detens=620÷640°C,

constituie cel mai avantajos tratament din punctul de vedere al rezultatelor obţinute şi al posibilităţii de realizare tehnologică, privind caracteristicile mecanice, aşchiabilitatea, gradul de detensionare; -tratamentul termic de îmbunătăţire (călire+revenire) cu normalizare prealabilă pentru piese turnate cu forme simple (axe, role), cu grosimi de perete până la 100 mm care necesită proprietăţi mecanice deosebite:

• normalizare pentru pregătirea structurii în vederea călirii (omogenizare, uniformizare şi finisare) la TN=960÷980°C; tmenţ =4÷6h; răcire în aer;

• călire: Tcăl = 840°C; răcire în ulei; • revenire înaltă: Trev=600÷620°C; tmenţ =2÷3h.

5.8. TRATAMENTE TERMOCHIMICE Aceste tratamente au drept scop modificarea compoziţiei chimice, a structurii şi stării de tensiuni a straturilor superficiale ale produselor metalice în scopul creerii unor proprietăţi fizico-chimice şi mecanice specifice, diferite de cele ale miezului. O astfel de structură dublă, asociată în aceeaşi piesă, este necesară în foarte multe aplicaţii industriale, în special pentru creşterea durabilităţii în funcţionare a pieselor de maşini, supuse la uzură prin frecare, la oboseală şi coroziune la rece sau la oald. Tratamentele termochimice se bazează pe saturarea superficială cu un anumit component de aliere sau de cementare (C, N, AI, Si, S, Cr) prin difuzia lui în stare atomică în strat pe o anumită adâncime, la temperaturi înalte. Din punct de vedere tehnologic, constau din încălzirea şi menţinerea pieselor din oţel sau fontă în stare de prelucrare finală, într-un mediu chimic activ, capabil ca prin disociere să pună în libertate elementul de cementare în stare atomică. Tratamentul termochimic cuprinde trei etape succesive (fig.5.36):


178

1. disocierea mediului de cementare (solid, lichid sau gazos) în atomi activi ai elementului de difuzie (C, N, Al etc.); -amoniacul sau azotul se disociază eliberând azot atomic necesar în procesul de nitrurare: 23 H3N2NH2 +→ ∗ (5.16) -gazul metan şi monoxidul de carbon eliberează carbonul atomic necesar în procesul de carburare, după reacţiile: 224 COCCO2;H2CCH +→+→ ∗∗ (5.17) Mediile utilizate trebuie să fie uşor disociabile, gradul de disociere reglându-se prin debitul, presiunea şi temperatura gazului; 2. adsorbţia atomilor activi ai elementului de difuzie la interfaţa gaz-metal, adică fixarea lor în locurile vacante ale reţelei, cu formarea de soluţii solide de interstiţie (C, N) sau substituţie (Cr, Al, Si) cu fierul, iar peste un grad de saturare prin reacţie chimică cu formare de compuşi chimici (carburi, nitruri sau alte faze intermetalice). 3. pătrunderea prin difuzie a atomilor adsorbiţi în adâncimea piesei, pe o grosime de strat prestabilită. Adâncimea şi proprietăţile stratului superficial cementat depind de compoziţia chimică şi de natura constituenţilor, deci de condiţiile desfăşurării procesului de

Fig. 5.36. Mecanismul carburării [12]


179

difuzie. Viteza de difuzie a atomilor, care pătrund în reţeaua fierului depinde de compoziţia şi structura fazelor în formare. Carbonul şi azotul, elemente chimice cu raze atomice foarte mici, au viteze de difuzie în fier de două ori mai mari decât elementele metalice utilizate pentru cementarea cu metale (metalizare prin difuzie). Aceste elemente formează soluţii solide interstiţiale cu fierul, care ajung mult mai repede la saturaţie pentru concentraţii mai reduse, peste care se formează compuşi (carburi şi nitruri de fier). Azotul şi carbonul difuzează mult mai uşor prin reţeaua Feα dar la carburare saturaţia feritei în carbon are loc la concentraţii foarte reduse, în consecinţă, parametrii tehnologici ai proceselor termochimice se aleg diferenţiat, şi anume: • nitrurarea la temperaturi joase în domeniul α, sub Ac1

(TN=510÷530°C); • carburarea în domeniul γ peste Ac3 (Tc=920÷950°C); • metalizările cu crom, aluminiu, siliciu la temperaturi foarte înalte

peste 950÷1000°C pentru ca elementul de cementare să fie cât mai mult solubilizat în fier.

Adâncimea stratului, care depinde de intensitatea proceselor de difuzie prin care se asigură migrarea atomilor spre interior, se reglează prin creşterea: • temperaturii de cementare; • duratei de menţinere în mediul activ; • concentraţiei elementului de cementare în suprafaţă. Creşterea gradientului de concentraţie faţă de miez determină tendinţa de uniformizare a compoziţiei chimice a stratului prin difuzie. Compoziţia chimică a stratului determină natura şi succesiunea structurilor din margine spre interior, corespunzător filiaţiei de structuri indicate de diagrama de echilibru Fe-element de cementare (Fe-C, Fe-Cr, Fe-Si, Fe-Al).

5.8.1. Carburarea Cementarea cu carbon sau carburarea (fig. 5.36) este cel mai vechi şi cunoscut procedeu de durificare superficială practicat pe scară industrială, în producţia de serie mare la piese din construcţia de maşini, în special roţi dinţate, pinioane, coroane dinţate, axe cu came, axe canelate, bucşe, care necesită pe de o parte rezistenţă la uzură în strat, deci duritate mare (HRC=60÷62)


180

şi pe de altă parte un miez moale (HB=120÷160) rezistent la şocuri. Această asociaţie de proprietăţi contrare se realizează prin: • confecţionarea piesei dintr-un oţel extramoale sau moale

(0,1÷0,25%C) care asigură proprietăţile cerute miezului; • îmbogăţirea superficială în carbon la o concentraţie de, 1,1% pe

o adâncime de strat dorită (0,6÷2 mm); • călire ulterioară pentru obţinerea structurii martensitice dure în

strat, eventual cu carburi globulare fine, miezul păstrându-se tenace.

5.8.1.1. Oţeluri de cementare Oţelurile de cementare cu conţinut de carbon sub 0,25% pot fi oţeluri carbon obişnuite (OLC10÷OLC15) sau oţeluri slab aliate cu Cr, Cr-Ni-Mo, Cr-Mn-Ti, elemente care le conferă călibilitate şi tenacitate mai bune şi durităţi maxime în strat, fiind recomandate pentru piese greu şi foarte greu solicitate. Elementele de aliere carburigene reduc viteza de difuzie a carbonului în austenită, iar nichelul o măreşte. Oţelurile carbon de cementare au structuri ferito-perlitice (80÷90% ferită), iar cele slab aliate, ferito-bainitice şi bainitice.

Fig. 5.37. Structura de echilibru şi distribuţia carbonului în stratul carburat (a);

variaţia structurii (b) şi durităţii (c) în strat după călire. Se consideră sc adâncimea stratului carburat [12]


181

Stratul carburat trebuie să asigure un anumit profil de distribuţie a carbonului, între conţinutul maxim din suprafaţă (0,8%C) şi miezul cu 0,1÷0,2%C redat în figura 5.37 a, prin prezenţa în exterior a zonei compacte de perlită, care trece treptat spre zona miezului preponderent feritică printr-o zonă intermediară ferito-perlitică. Prin călire stratul se durifică, asigurând un profil favorabil de distribuţie a durităţii dinspre zona martensitică compactă spre miezul ferito-perlitic necălit (fig. 5.37 b şi c). Se consideră ca adâncime de strat carburat sc zona din margine până la circa 0,4%C, care se măsoară la microscop, corespunzând la aproximativ 50% ferită şi 50% perlită (în stare recoaptă). Hipercarburarea la peste 1,0÷1,2%C va determina apariţia carburilor secundare sub formă de reţea sau aglomerări, grosolane, ceea ce imprimă fragilitate stratului, la călire incompletă, precum şi creşterea proporţiei de austenită reziduală în strat, după călire completă, alături de martensită, ceea ce constituie de asemenea un defect întrucât nu se asigură duritatea necesară stratului.

5.8.1.2. Parametrii tehnologici Se aleg astfel, încât: • să se asigure obţinerea stratului carburat de 0,5÷2,0.mm; • stratul cu maximum 0,8÷1,1%C într-un timp eficient, având şi un profil corect de distribuţie a carbonului, fără, supracarburare (cu apariţia cementitei în reţea sau aglomerate). După călire şi revenire joasă, stratul trebuie să conţină martensită (95%) şi eventual urme de austenită reziduală şi carburi fine, uniform distribuite (fig. 5.39, c). Carburarea propriu-zisă cuprinde: • încălzirea pieselor prelucrate final (eventual cu adaos de

rectificare de 0,05÷0,1 mm) în domeniul ssFγ(C) cu suprancălzire (Tcem=920÷950°C);

• durata de menţinere la aceste temperaturi este în funcţie de grosimea stratului prescris tment=4÷8h, după care urmează răcirea;

• poate fi răcire lentă până la Tamb sau o subrăcire la 600°C, cu reluarea încălzirii pentru tratamentul termic ulterior (fig. 5.38), fie răcire rapidă completă (călire directă).


182

Fig. 5.38. Parametrii tehnologici şi succesiunea operaţiilor de carburare (I),

călire dublă (II şi III) şi revenire (IV), prezentate în cadrul ciclului de tratament termochimic de cementare cu carbon [12]

Fig. 5.39. Macro (a) şi microstructura (b, c) stratului şi

miezului la un oţel OLC15 carburat corect cu răcire lentă (b) şi ulterior tratat termic (călit în apă şi revenit la 180°C) (c):

1, 2-stratul;3-zona de trecere; 4-miezul. Nital (300:1) [12]


183

Mediile de carburare pot fi gazoase, solide şi lichide. Mediile gazoase în procedeele cu atmosferă controlată cuprind gaz metan (CH4) in proporţie de 5÷8%, diluat cu endogaz (92÷95%), cu efect neutru 20%CO, 40%H2, 40%N2 - utilizând cuptoare etanşe, tip cameră sau verticale discontinue sau cuptoare continue cu zone de temperatură, complet automatizate (v. fig. 5.5). Cementarea în atmosfere controlate se practică cel mai frecvent la piese de serie mare, obţinându-se rezultate constante {straturi uniform cementate şi călite), tratamentele ulterioare efectuându-se in flux continuu, direct după cementare în condiţii de mecanizare şi reglare automată a regimului termic şi chimic. Ca mediu solid se foloseşte. mangal cu adaosuri de 20÷25% BaCO3 şi Na2CO3 în care se împachetează piesele, utilizându-se cutii sau recipiente etanşe; procedeul este dificil şi neeconomic, cu durată mare, fiind aplicat pe scară restrânsă pentru piese unicate sau de serie mică. Mediile lichide sunt hidrocarburile (benzen, syntol, kerosen) picurate în cuptoare etanşe cu cuve.

5.8.1.3. Tratamente termice ulterioare carburării Scopul lor este: • formarea martensitei dure în stratul cu 0,8%C cu caracter fin

acicular HRC=60÷62 (fig. 5.39); • obţinerea unui miez tenace ferito-perlitic sau bainitic cu

granulaţie fină. Stratul devenind practic un alt oţel, cu 0,8%C (v. fig. 5.38), faţă de miezul cu 0,1÷0,2%C, are puncte critice proprii şi necesită a fi tratat termic după un regim separat. Se practică mai multe variante de tratament termic în funcţie de caracteristicile prescrise miezului: • călirea dublă; • călirea directă. Călirea dublă (v. fig. 5.38), separat pentru miez şi separat pentru strat, se efectuează numai la piese foarte greu solicitate, în următoarea succesiune: 1. călirea pentru miez, deoarece miezul are temperaturile critice mai mari, are ca scop corectarea structurii grosolane a acestuia, ca urmare a supraîncălzirii în domeniul austenitic (920÷950°C) la carburare:


184

• se reia austenitizarea corectă la: Tcal miez=Ac3 miez+(20÷30)°C, ceea ce pentru oţelurile carbon corespunde la 880÷900°C;

• durata de menţinere este de 1min/1mm piesă; • răcirea în ulei. Acest regim, impropriu numit călire, distruge indirect reţeaua de cementită secundară din stratul eventual hipercarburat şi conduce în miez la o structură de ferită şi perlită sorbitică (fig. 5.39 c4), cu granulaţie fină (HB=100÷140). La oţelurile slab aliate de cementare rezultă în miez bainită, ferită şi urme de martensită (HRCmiez=20÷40). 2. călirea pentru strat urmăreşte obţinerea structurii martensitice fine, cu urme de carburi globulare sau de austenita reziduală cu durităţi de HRC=60÷64 la OLC şi HRC=58÷61 la oţelurile aliate: • încălzirea se efectuează la Tcăl strat=Ac1+(20÷40)°C, ceea ce

corespunde la 750÷770°C; • durata de menţinere de 0,5÷1min/mm; • răcirea se face în apă pentru OLC şi în ulei pentru piese din

oţeluri slab aliate, uneori fiind necesară aplicarea în continuare a călirii prin frig pentru transformarea austenitei reziduale.

Revenirea joasă, care urmează obligatoriu pentru detensionarea stratului călit, se efectuează la 160÷180°C; în strat rezultă martensită neagră (fig. 5.39, c1, c2). Călirea directă de la temperatura de carburare este o variantă de tratament termic, mai simplă, care prevede: o subrăcire iniţială de la 930 la 650°C; apoi reîncălzirea la Tcăl=810÷830°C, considerată o temperatură adecvată, atât pentru miez, cât şi pentru strat; răcirea se face în apă (OLC) sau în ulei (oţeluri slab aliate). Urmează de asemenea o revenire joasă. Prin subrăcire la 650°C se corectează numai parţial structura grosolană a miezului, prin faptul că are loc recristalizarea incompletă a austenitei, iar structura martensitică a stratului este relativ fină. Se asigură acest regim cu subrăcire, fie în cuptoare tip cameră, discontinue cu atmosferă controlată şi cu bazin, integrat (v. fig. 5.5, a), fie pe linii continue prevăzute cu zone de temperatură. Se aplică oţelurilor cu granulaţie ereditară fină, aliate de exemplu, cu titan.


185

5.8.2. Nitrurarea Nitrurarea sau cementarea cu azot are ca scop: • durificare superficială pentru creşterea rezistenţei la uzură şi

oboseală (nitrurare dură); • creşterea rezistenţei la coroziune a oţelurilor (nitrurare

anticorosivă), prin difuzia azotului în ferită şi formarea în strat a unor nitruri complexe, realizând durităţile HV=600÷850 la OLC şi chiar HV=1200 pentru oţelul aliat şi grosimi de strat foarte reduse sn=0,02÷0,6 mm (fig. 5.40). Pentru obţinerea unor straturi aderente deosebit de dure (HV=1200) şi stabile la cald peste 400°C, se utilizează oţeluri aliate speciale destinate nitrurării dure, cum ar fi oţelul 38MoCrAl09, cu: - 0,7÷1,1% Al; - 1,35÷1,65%Cr; - 0,3÷0,5%Mo, care formează cu azotul nitruri proprii sau complexe (VN, Cr2N, AlN, Mo2N), foarte dure şi stabile într-o masă de soluţie solidă α aliată, saturată în azot. Operaţia de nitrurare la un oţel constă în: 1. îmbunătăţire (călire 900÷950°C, ulei şi revenire la 600÷675°C), rezultând o.structură sorbitică, care se va păstra în miezul piesei, şi permite de asemenea prelucrarea mecanică prin rectificare; 2. nitrurarea, nemaifiind necesare alte tratamente termice ulterioare. Nitrurarea gazoasă se efectuează în retorte, etanşe cu amoniac (NH3) introduse în cuptoare electrice: • la TN=510÷530°C în domeniul α; • durata de menţinere fiind foarte mare tment=24÷90h, numai pentru piese complexe greu solicitate cu secţiuni mici, rezultând straturi subţiri sn=0,5÷0,6 mm.

Fig. 5.40. Diagrama de echilibru Fe-N (a) şi

distribuţia durităţii în grosimea stratului nitrurat (b) la un oţel carbon OLC15 [12]


186

Structura stratului nitrurat (fig. 5.41) cuprinde un strat alb compact de nitruri (foarte dur), iar în zona de difuzie o reţea şi nitruri aciculare pe fond de ferită-azotoasă.

Formarea stratului compact de nitruri la saturarea cu azot este însoţită de o creştere de volum specific care determină în strat tensiuni de compresiune favorabile rezistenţei la oboseală a piesei. Nitrurarea lichidă în baie de săruri topite cu 85% cianuri (KCN, NaCN) şi cianaţi (KCNO 40%+NaCNO 60% şi 15% Na2CO3), toxice şi scumpe, se realizează în creuzete placate cu titan, cu insuflare de aer: • prin încălzire la TN=570°C; • la care tment=0,5÷3,0h pentru un strat de sn=0,15÷0,5 mm, cu

duritate de HV=300÷350 (la OLC) şi HV=600÷1100 (la oţeluri aliate).

Procedeul măreşte mult rezistenţa la uzură, reduce deformaţiile şi modificarea dimensională, în strat se formează o peliculă de carbonitruri de fier Fe3(CN), dură şi rezistentă la uzură (strat alb), urmată de o zonă îmbogăţită în azot (ss α). Se aplică pieselor şi sculelor din oţel carbon şi aliate de orice formă, procedeul fiind economic. Nitrurarea în plasmă ionică (fig. 5.42) este un procedeu mai recent care accelerează procesul de 2÷3 ori. Piesa care trebuie nitrurată se leagă de catodul unui generator de curent continuu cu

Fig. 5.41. Microstructura stratului nitrurat cuprinzând un strat compact alb de nitruri Fe2N şi zona de difuzie cu nitruri în reţea şi aciculare: a, b-oţel OLC15 nitrurat; c-fontă cenuşie

nitrurată; micrografie 500:1 (a) şi schema stratului şi reţelei de nitruri

(b, c) [12]


187

tensiune de 1000÷1500V. Ânodul este mufla instalaţiei. La o presiune în spaţiul de lucru de 1÷10 mm Hg în gazul rarefiat are loc o descărcare electrică anormală prin care se produce ionizarea lui. Moleculele de gaz ionizate, puternic accelerate de câmpul electrostatic, lovesc catodul, adică piesa. Energia cinetică a particulei este parţial utilizată pentru pătrunderea particulei ionizate în reţeaua metalului catodului, iar restul se transformă în căldură. Mediul gazos rarefiat este azotul sau un gaz care prin disociere formează azot (amoniac-NH3): 223 H3NNH2 +→ efectul ionizării gazului prin descărcare luminiscentă produce nitrurarea piesei legată la catod; Procedeul nu utilizează nici o sursă de căldură exterioară: • temperatura necesară difuziei

azotului de la suprafaţă către interior, deci încălzirea piesei, este obţinută ca efect al bombardării catodului de către moleculele ionizate ale gazului.

Avantajele nitrurării ionice faţă de nitrurarea clasică în amoniac: -viteze superioare de nitrurare; -permite reglarea parametrilor chimici ai gazului (compoziţia chimică, presiunea, debitul) şi a parametrilor electrici (tensiunea, intensitatea curentului); -se poate obţine un strat superficial de compuşi cu structura de Fe4N (γ’), cu caracteristici de tenacitate superioare stratului de compuşi cu structură Fe2N (ε), obţinute la nitrurarea clasică; -la TN=470÷580°C şi tN de câteva minute, rezultă un strat de 0,001÷0,003 mm rezistent la coroziune.

Fig. 5.42. Principiul nitrurării ionice

[12]


188

5.8.3. Carbonitrurarea Cementarea concomitentă cu carbon şi azot a stratului exterior al pieselor şi sculelor se numeşte: • carbonitrurare la efectuare în mediu gazos; • cianurare în mediu lichid. Are ca efect o durificare suplimentară faţă de carburare la HRC=60÷64, deoarece în strat apar carbonitruri mai dure de tipul MexCN)y în locul Fe3C, iar martensită este saturată concomitent în carbon şi azot. Se aplică la piese de maşini finisate din oţeluri carbon cu 0,2÷0,4%C sau slab aliate, cu granulaţie ereditară fină, pentru construcţia de autovehicule (roţi dinţate, arbori, tacheţi) pentru creşterea durităţii superficiale, a rezistenţei la uzură, la oboseală, presiune de contact şi deci a durabilităţii pieselor. Prezenţa azotului: • măreşte călibilitatea; • coboară punctele critice ale oţelului; • uşurează pătrunderea carbonului în strat (măreşte viteza de

carburare); • apără elementele de aliere din oţel de fenomenul oxidării

interioare. Carbonitrurarea prezintă următoarele avantaje faţă de carburare: • se efectuează Ia temperaturi mai joase TCN=850÷860°C; • duratele sunt mai scurte tCN=3÷5h; • straturile sunt mai subţiri scn=0,6÷0,8 mm şi rezistenţa la uzură şi coroziune mult mai mari;

• nu sunt necesare tratamente termice separate, întrucât călirea se face direct de Ia TCN, iar deformaţiile sunt mai reduse;

• se utilizează aceleaşi instalaţii ca şi la cementarea cu carbon, cu posibilităţi de mecanizare şi automatizare a procesului chimic şi termic.

1. Carbonitrurare la temperaturi joase presupune: • TCN=540÷580°C, sCN=0,04÷0,06 mm, tment=0,5÷3h); • predomină îmbogăţirea în azot, de aceea se mai numeşte

nitrocarburare sau nitrurare moale. Se aplică oţelurilor de îmbunătăţire tratate termic în prealabil, deoarece la răcire nu se produc transformări structurale nici în strat nici în miez. Se realizează în mediu lichid în băi de cianuri (KCN 50%, NaCN 50%) sau mediu gazos (50% endo sau


189

exogaz şi 50% NH3+CH4), când se formează o peliculă de Fe3(N, C) de 500÷1000 HV foarte rezistentă la uzură. Se aplică la piese din oţeluri aliate şi scule din oţeluri rapide (freze, burghie, dornuri). 2. Carbonitrurarea la temperaturi medii (700÷710°C) şi înalte (750÷880°C) superioare punctelor critice Ac1 (care în strat coboară sub 700°C în prezenţa azotului) şi, respectiv Ac3: • are loc în special o îmbogăţire a stratului în carbon la 0,8%, iar

N<0,3%; • la răcire ulterioară energică, în stratul carbonitrurat se formează

martensită fină, o cantitate mică de carbonitruri fine şi austenita reziduală;

• la carbonitrurarea la temperaturi medii apare un strat subţire de carbonitruri.

Se aplică oţelurilor carbon şi slab aliate de cementare (<0,25%C) şi de îmbunătăţire, pentru pinioanele şi roţile dinţate din angrenajele reductoarelor şi pinioanele automobilelor. Carbonitrurarea în mediu gazos se realizează: • la TCN=830÷860°C în atmosfere controlate, cuprinzând CH4

(2÷10%), NH3 (2,5÷10%) şi endogaz (70÷90%) pentru diluare; • rezultă straturi cu adâncimi de maximum sc=0,2÷0,7 mm; • la durate relativ scurte tCN=2÷4h, deoarece viteza procesului

este mult mai mare în prezenţa azotului. Tratamentul termic ulterior carbonitrurării cuprinde: • călirea directă după scoatere din cuptor şi prerăcire la

800÷825°C; • urmată de revenire joasă (160... 180°C) pentru detensionare.

5.8.4. Sulfizarea Sulfizarea constă în: • îmbogăţirea stratului pieselor din oţeluri sau fonte cenuşii cu sulf

în vederea creşterii rezistenţei la uzură (de 2÷3 ori) şi la gripaj pe seama reducerii coeficientului de frecare;

• formarea unui stratul poros afânat de sulfuri pe o grosime de 0,01÷0,02 mm, favorizând rodajul suprafeţelor în mişcare, se absoarbe şi se păstrează bine lubrifiantul.

Mediul de sulfizare: -solid cuprinde: 94% FeS, 3% NH4Cl şi 3% grafit; -lichid cuprinde: săruri topite de KCS, KCNS, Na2SO4 în amestec cu NaOH şi NaCl.


190

Temperatura medie de sulfizare este TS=560÷570°C, iar durată de menţinere tment=2÷3h, rezultând un strat ss=0,3 mm; Procesul de sulfizare se poate efectua şi pe cale electrolitică în 15% Na2S03 şi 85% KCNS la temperaturi sub 100°C. Se aplică segmenţilor de piston şi sculelor.

5.8.5. Metalizarea prin difuzie Saturarea straturilor superficiale ale pieselor din oţeluri sau fonte prin difuzie cu diferite metale (Al, Cr, Zn) sau semimetale (B, Si) până la concentraţii mari, se aplică în scopul conferirii anumitor proprietăţi: • rezistenţă la coroziune în acizi, apă, apă de ploaie şi oxidare la

cald prin pasivare; • proprietăţi electrice, termice sau mecanice (rezistenţă la uzură,

duritate); • aspect decorativ. Metalul de saturare poate proveni dintr-un mediu gazos, lichid (topitură metalică) sau solid (pastă sau pulbere). 1. Aluminizarea sau alitarea se aplică în vederea formării unui strat superficial bogat în aluminiu de 0,2÷1 mm rezistent: • la oxidare până la temperaturi de 800÷950°C în gaze de ardere; • la coroziune atmosferică pentru piese din fontă şi oţeluri

(grătare, ţevi de termocuple, camere, de ardere la automobile şi generatoare de gaze, supape etc.).

Mediul de aluminizare poate fi: • aluminiul topit saturat în fier (6÷8%) Ia 700÷800°C timp de

45÷90 min; • mediu solid, în amestecuri solide pulverulente de aluminiu

(25÷50%) sau feroaluminiu, cu alumină Al2O3 (25÷75%) şi circa 1% NH4Cl (care accelerează procesul);

• mediu gazos (pulbere de Al+HCl), aluminizarea se face la 950÷1000°C, iar durata este de 3÷12h.

După aluminizarea propriu-zisă se aplică o recoacere de difuzie timp de 4÷5h Ia 900÷1050°C. Stratul aluminizat cuprinde o soluţie solidă de Fα+Al care conţine 30% Al. 2. Silicizarea sau saturarea în siliciu a suprafeţei oţelului conferă: • rezistenţă la coroziune în apă de mare şi în acizi (HCI, H2SO4,

HNO3); • o oarecare creştere a rezistenţei la uzură (200÷300 HV).


191

Se realizează în: • pulbere de Fe-Si(75%)+20%Al2O3+5% NH4Cl la 950÷1000°C; • foarte frecvent în mediu gazos (SiCl4). Stratul de 0,3÷1mm conţine soluţie solidă (Fα+Si). 3. Cromizarea se aplică pieselor din oţeluri sau fonte pentru utilaj chimic şi petrolier, supuse la uzură în medii agresive (supape, valve), pentru: • a le conferi rezistenţă la oxidare la cald în gaze până la 800°C; • rezistenţă la coroziune în apă, apă de mare şi în medii acide

(HNO3); • creşterea rezistenţei la uzură, dacă oţelul conţine mult carbon. Împachetarea pieselor se face în mediu solid alcătuit dintr-un amestec de crom sau ferocrom 50%, Al2O3 47÷49% şi 1÷3% NH4Cl. Temperatura de cromizare este de 1000÷1050°C, iar durata de 6÷12h. Stratul de 0,08÷0,15 mm cuprinde o soluţie solidă (Fα+Cr), având 300 HV, iar în prezenţa carbonului o peliculă compactă albă de carburi de crom (CrFe)7C3 sau (CrFe)23C6.

Date post:	09-Aug-2015
Category:	Documents
Upload:	sigmalux
View:	124 times
Download:	0 times

CAP5_vol2

Documents