Reactia eutectoida consta din descompunerea reversibila a austenitei cu compozitia eutectoida S intr-un amestec mecanic, numit perlita (notata P), alcatuit din ferita α cu compozitia punctului P si cementita eutectoida cu compozitia K:

A_S ↔ P (Fα_P + Fe₃Ce_K)

La T_6-ε, structura otelului contine Fα_P+P.

Sub T₆, Fα_P isi micsoreaza solubilitatea in carbon de-a lungul curbei PQ tinzand catre Fα_Q. Ca urmare, ferita separa carbonul in exces sub forma de cementita tertiara Fe₃C_III. Desi aceasta transformare afecteaza atat ferita proeutectoida, cat si cea eutectoida, constituentul structural Fe₃C_III se refera numai la cementita tertiara separata din ferita proeutectoida. Cea separata din ferita eutectoida face parte din eutectoidul perlita. Structura finala a otelului hipoeutectoid contine constituentii Fα_Q + P + Fe₃C_III.

Aspectul microstructural difera in functie de cantitatea de carbon. La otelurile cu continut redus de carbon, cantitatea de perlita este foarte mica si ea se prezinta ca un eutectoid disociat. Structura contine graunti poliedrici de ferita cu separari discontinue de Fe₃C eutectoida si tertiara pe limita de graunte (fig. 10a). In otelurile care contin 0 -0,12%C, volumul de perlita creste si eutectoidul nu mai disociaza. Structura contine perlita, ferita poliedrica si separari discontinue de cementita tertiara pe limita de graunte feritic (fig. 10b). La un continut de carbon peste 0 %C, structura evidentiaza numai ferita proeutectoida si perlita (fig. 10c). Cementita

tertiara nu se observa, deoarece se separa pe cementita eutectoida preexistenta. Pana la 0 %C, ferita isi mentine aspectul poliedric. Peste 0 %C, ferita se gaseste sub 50% si ca urmare se separa sub forma de retea pe limita fostilor graunti de austenita, deveniti perlita (fig. 10d).

In otelul eutectoid, recristalizarea consta din transformarea prin reactia eutectoida a intregii cantitati de austenita in perlita. Structura finala a otelului este formata numai din perlita lamelara (fig. 10e).

La otelul hipereutectoid, austenita bogata in carbon isi micsoreaza la racire solubilitatea in carbon de-a lungul curbei ES. Ca urmare, austenita separa carbonul in exces, sub forma unei retele de cementita secundara la limita grauntilor de austenita. La 727˚C, austenita ramasa se transforma cu subracire in eutectoidul perlita. Structura finala este formata din cementita secundara in retea si perlita (fig. 10f).

Cristalizarea fontei albe hipoeutectice cu 3%C (y).

Cristalizarea primara (fig. 8) incepe sub temperatura punctului lichidus T₁, cand din solutia lichida suprasaturata in fier γ incep sa se separe cristalite de austenita proeutectica. Datorita vitezei rapide de racire, specifica fontelor albe, grauntii de austenita cresc dendritic. In intervalul T₁-T₂, atat lichidul cat si austenita se imbogatesc in carbon: lichidul initial cu compozitia punctului 1 isi modifica compozitia de-a lungul liniei lichidus, tinzand la compozitia punctului eutectic C: L₁→L_C. Austenita cu compozitia initiala data de punctul 1' (de pe conoda 11') isi modifica compozitia de-a lungul curbei solidus, tinzand spre compozitia punctului E: A_1'→ A_E.

La temperatura T₂ (1148˚C), pe izoterma eutectica ECF (fig. 11), sunt in echilibru fazele: A_E ↔ L_C ↔ Fe₃C_F. La temperatura T₂+ε, fazele in echilibru, la inceputul reactiei eutectice, sunt date de conoda EC: A_E +L_C. Fazele la sfarsitul reactiei eutectice se caracterizeaza la T₂-ε, pe conoda EF: A_E + Fe₃C_F.

Reactia eutectica consta din descompunerea reversibila a solutiei lichide cu compozitie eutectica C intr-un amestec mecanic eutectic (notat E), alcatuit din austenita cu compozitie E si cementita eutectica cu compozitia punctului F:

L_C ↔ E (A_E + Fe₃C_EF)

Structura fontei, la sfarsitul reactiei eutectice (T₂-ε), contine: A_E + E (A_E + Fe₃C_EF). In intervalul T₂-T₃, austenita isi micsoreaza solubilitatea in carbon de-a lungul curbei ES. Austenita separa carbonul in exces sub forma de cementita secundara la limita grauntilor de austenita, pe cementita eutectica preexistenta. Austenita isi modifica astfel compozitia, de la A_E tinzand la A_S. Transformarile din intervalul T₂-T₃ afecteaza atat austenita proeutectica, cat si pe cea eutectica.

Structura fontei la T₃+ε este alcatuita din: A_S+Fe₃C_II+E (A_S+Fe₃C_II+ Fe₃C_EF)

Sub temperatura T₃ austenita cu compozitia eutectoida A_S sufera reactia eutectoida, transformandu-se in perlita. In urma reactiei eutectoide, eutecticul se transforma intr-un amestec mecanic de perlita, cementita secundara si eutectica, care se numeste ledeburita (notata Led):

A_S ↔ P (Fα_P + Fe₃Ce_K)

E (A_S + Fe₃C_II + Fe₃C_E) ↔ Led (P + Fe₃C_II + Fe₃C_E)

La T₃-ε, structura devine: P+ Fe₃C_II+Led

Sub T₃, din ferita eutectoida se separa cementita tertiara. Transformarea nu este sesizabila microstructural, deoarece are loc in interiorul perlitei. Structura finala a acestei fonte va contine perlita cu aspect dendritic, cementita secundara pe limita de graunte si ledeburita (fig. 12a).

La o fonta eutectica, intreaga cantitate de lichid sufera reactia eutectica, fara separarea unei faze proeutectice. Procesele de recristalizare, aceleasi ca la aliajul y, afecteaza austenita eutectica, care separa cementita secundara apoi se transforma in perlita. Structura finala contine numai graunti de ledeburita (fig. 12b).

In fonta hipereutectica, cristalizarea incepe prin separarea din lichidul bogat in carbon a unor cristale platiforme (aciculare in sectiunea metalografica) de cementita primara. Lichidul isi micsoreaza continutul de carbon tinzand spre concentratia eutectica C. La 1148˚C, lichidul L_C ramas se transforma in eutectic, care prin recristalizare ca si la aliajul y devine ledeburita. Structura finala contine cementita primara si ledeburita (fig. 12c).

2.3 Determinari cantitative pe diagrama Fe-Fe₃C

Proprietatile aliajelor Fe-C sunt dependente de natura si ponderea fazelor si constituentilor structurali, pe care ii contin. In tabelul 4 se prezinta proprietatile mecanice ale constituentilor de echilibru de la oteluri si fonte albe.

In materialele polifazice, proprietatile independente de microstructura (densitatea, caldura specifica, coeficientul de dilatare liniara etc.) sunt aditive. Proprietatile aliajului sunt medie ponderata ale proprietatilor fazelor constitutive.

Proprietatile mecanice sunt dependente de microstructura. De aceea, proprietatile mecanice ale amestecului de faze nu sunt intotdeauna intermediare proprietatilor fazelor componente. Astfel perlita, care contine 89%Fα si 11%Fe₃C,

Tabelul 4 Proprietatile mecanice ale constituentilor structurali

prezinta rezistenta maxima la tractiune, datorita efectului de durificare pe care particulele dure de Fe₃C le realizeaza in masa feritica plastica. Asemanator, ledeburita, desi contine 40% perlita, este foarte fragila datorita masei continue de cementita secundara si cementita eutectica. Totodata, ledeburita este un amestec mecanic eutectic cu o dispersie mai redusa, ceea ce face ca proprietatile sa se coreleze mai bine, daca se considera fonta ca fiind perlita dispersata intr-o masa de cementita, unde cementita include cementita primara, eutectica si secundara.

Pentru oteluri, aditivitatea proprietatilor dependente de microstructura, cum sunt: rezistenta, plasticitatea, tenacitatea, duritatea, se face in raport de caracteristicile constituentilor si nu ale fazelor. In domeniul hipoeutectoid, s-a constatat o dependenta liniara a rezistentei la tractiune in functie de continutul de carbon, respectiv cantitatea de perlita din otel. Totusi aceasta dependenta liniara nu este valabila in domeniul hipereutectoid, pentru ca rezistenta incepe sa scada abia peste 1%C, cand reteaua de cementita secundara fragila devine continua. La aliajele in stare de echilibru, cantitatea de faze si constituentii structurali la temperatura ambianta se poate determina pe baza diagramelor de faza si de structura (fig. 13) sau prin calcul, prin aplicarea regulei parghiei pe diagrama de echilibru.

La temperatura ambianta, fazele sunt Fα si Fe₃C. Diagrama de faze se construeste tinand seama ca Fα este 100% pana in punctul Q, dupa care scade continuu pana la 0%, in punctul L.

Constituentii structurali sunt: Fα, P, Led, Fe₃C_I, Fe₃C_II, Fe₃C_III. Diagrama de structura se construieste urmarind variatia cu concentratia a cantitatii de constituenti. Perlita este 0% in punctul P si 100% in S. Ledeburita este 100% in punctul C si 0% in capetele izotermei eutectice in E si F. Cementita tertiara prezinta un maxim in punctul P si este 0% in punctele P si S. Fe₃C_III maxima rezulta din diagrama de faze pentru aliajul cu concentratia punctului P. Cementita secundara este 0% in punctele S si C, cu un maxim in punctul E.

Determinarile cantitative de faze si constituenti, cu ajutorul diagramelor de faza si de structura pentru anumite continuturi de carbon date sunt simple, necesitand doar cunostinte privind asemanarea triunghiurilor.

Vom exemplifica o serie de determinari cantitative folosind regula parghiei, care sunt mai dificile, deoarece necesita stabilirea corecta a compozitiei aliajului si a temperaturii la care se construieste conoda. Aceste determinari se pot grupa astfel:

a.       determinarea cantitatii de faze si constituenti structurali dintr-un aliaj cu compozitia chimica cunoscuta;

b.      determinarea de proprietati fizico-mecanice corespunzatoare starii de echilibru a aliajului, cunoscand compozitia chimica sau structura acestuia;

c.       determinarea continutului mediu de carbon, daca se cunoaste micro-structura sau proprietatile fizico-mecanice specifice starii de echilibru.

a. Determinarea cantitatii de faze si constituenti structurali

a1. Cantitatea de cementita tertiara maxima din oteluri

Cementita tertiara se separa din ferita la temperaturi sub 727˚C, de-a lungul curbei PQ. Fe₃C_III maxima se determina la temperatura ambianta pentru aliajul cu 0,0218%C, aplicand regula parghiei pe conoda QL:

P'

Q

L

Fe3C

a2. Cantitatea de cementita secundara maxima din oteluri

Cum cementita secundara se separa din austenita de-a lungul curbei ES, cantitatea maxima corespunde aliajului cu 2,11%C la temperatura 727+ε, pe conoda SK:

S

K

E'

Fe3C

a3. Cantitatea de faze din eutectoid

Eutectoidul perlita este un amestec mecanic de ferita α si cementita eutectictoida. Ca produs al reactiei eutectictoide se caracterizeaza la temperatura 727˚C-ε, pe conoda PK:

a4. Cantitatea de constituenti structurali si faze din otelul cu 0,45%C

Un otel hipoeutectoid cu 0,45%C contine cristalite de perlita si ferita proeutectoida. Perlita nu se poate determina direct cu regula parghiei, fiind un amestec de faze. Conform reactiei eutectoide, perlita provine din austenita cu compozitia S. Aceasta este o faza care intra in reactia eutectoida, in echilibru cu ferita proeutectoida, la temperatura 727+ε, pe conoda PS:

A

Fα

S

x

P

Fazele la temperatura ambianta sunt: Fα si Fe₃C. Se determina pe conoda QL:

a5. Cantitatea de faze din eutectic

Eutecticul este un amestec mecanic de austenita si cementita eutectica. Ca produs al reactiei eutectice, se caracterizeaza la temperatura 1148-ε, pe conoda EF:

a6. Cantitatea de perlita din ledeburita

Ledeburita este un amestec mecanic de perlita si cementita. Ca produs al reactiei eutectoide P=A_S, care se determina la temperatura 727+ε, pe conoda SK:

a7. Cantitatea de constituenti structurali din fonta alba cu 3%C

Fonta alba hipoeutectica contine perlita, cementita secundara si ledeburita.

Ledeburita se determina din observatia ca este eutectic recristalizat, care provine din lichidul eutectic. Lichidul este o faza care intra in reactia eutectica, in echilibru cu austenita, la temperatura 1148˚C+ε pe conoda EC:

Pentru a determina cantitatea de cementita secundara, se are in vedere ca, din 100%A, se separa cantitatea de Fe₃C_II max. Rezulta ca la 59 %A revine:

Perlita rezulta prin diferenta:

P = 100 - Led - Fe₃C_II = 45 %

b. Determinarea proprietatilor fizico-mecanice

b1 Rezistenta la tractiune a otelului cu 0,45%C

Acesta este un otel hipoeutectoid care contine, conform punctului a4, 52,7% perlita si in rest ferita. In domeniul hipoeutectoid, influenta perlitei asupra rezistentei este aditiva si de aceea se utilizeaza regula amestecurilor, conform careia proprietatile unui amestec de constituenti sunt media ponderata a proprietatilor constituentilor. Astfel, rezistenta otelului hipoeutectoid inmultit cu cantitatea de aliaj (100%) este egala cu suma produselor dintre rezistenta constituentilor si cantitatea de constituenti exprimata in procente:

Rm_OL·100 =Rm_Fα·Fα + Rm_P·P

Se cunoaste din tabelul 4: Rm_Fα = 280N/mm²; Rm_P=800N/mm². Ferita se poate exprima in functie de perlita: Fα = 100-P. Rezulta:

Rm_OL·100 =280(100 - P) + 800P

Rm_OL<0,77%C = 280 + 5,2P [N/mm²]

Rm_0,45%C= 280 + 5,2·52,7 = 554 [N/mm²]

b2 Duritatea otelului cu 1,2%C

Este un otel hipereutectoid care contine P+Fe3C_II. Conform regulei amestecurilor:

HB_OL·100 = HB_P·P + HB_Fe3C·Fe₃C_II

Din tabelul 4 reiese ca HB_P=200daN/mm²; HB_Fe3C=800daN/mm², iar cantitatea de Fe₃C_II =100-P.

HB_OL·100 = 200·P + 800(100-P)

HB_OL>0,77%C = 800 - 6P

Cantitatea de perlita se poate determina cu regula parghiei aplicata la 727˚C+ε pe conoda SK, asemanator ca la punctul a6:

HB_1,2%C = 800 - 6·92,7 = 243,8 [daN/mm²]

c.       Determinarea continutului mediu de carbon

c1. Continutul mediu de carbon al otelului, care la analiza metalografica cantitativa prezinta 30% Fα proeutectoida

La un otel hipoeutectoid de compozitie x necunoscuta, cantitatea de Fα pro-eutectoida se determina la temperatura 727+ε, pe conoda PS, similar ca la punctul a4:

Rezulta x = 0,55%C

c2. Continutul mediu de carbon al unui otel cu duritate HB=150 daN/mm².

Cum duritatea otelului este inferioara perlitei, acesta este hipoeutectoid, de compozitie necunoscuta x. Conform regulei amestecurilor:

HB_OL·100 = HB_Fα·Fα + HB_P·P

Introducem valorile duritatii constituentilor din tabelul 4: HB_Fα = 80 daN/mm²; HB_P = 200daN/mm².

De unde: HB_OL<0,77%C = 80 + 1,2 P

respectiv, 150= 80 + 1,2 P, iar P = 58,3%.

Pentru otelul hipoeutectoid de compozitie x:

, iar x = 0,458%C.

2.4 Diagrama de echilibru stabil Fe - grafit

Diagrama Fe-grafit se obtine din diagrama Fe-Fe₃C, prin deplasarea liniilor de separare a cementitei la temperaturi mai ridicate si la concentratii mai reduse in carbon.

In figura 15 se reprezinta cu linie intrerupta diagrama Fe-grafit suprapusa pe diagrama Fe-Fe₃C, figurata cu linie continua. Punctele sunt notate cu aceleasi litere ca la diagrama Fe-Fe₃C, dar cu prim. Pe diagrama sunt trecuti constituentii din sistemul stabil: grafitul primar G_I cristalizeaza dupa linia C'D'; grafitul secundar G_II dupa linia E'S'; grafitul eutectic G_E la izoterma E'C'F'; grafitul eutectoid G_e la izoterma P'S'K'. Nu s-a constatat practic separarea grafitului tertiar. Punctul D' corespunde temperaturii de topire a grafitului, care depaseste 3500˚C.

S-a studiat cristalizarea unei fonte cenusii hipoeutectice cu 3%C. Cristalizarea incepe cu subracire la temperatura punctului lichidus, T₁, prin formarea dendritelor de austenita proeutectica (fig. 15a). Ca urmare, atat lichidul cat si austenita se imbogatesc in carbon: lichidul isi modifica compozitia de-a lungul curbei lichidus de

la compozitia punctului 1, tinzand spre compozitia eutectica C', iar austenita dupa curba solidus, de la compozitia punctului 1' tinzand spre compozitia E'. Pe izoterma E'C'F', are loc reactia eutectica, la care solutia lichida ramasa interdendritic se transforma in colonii eutectice formate din austenita si grafit eutectic, G_E:

L_C' ↔ E (A_E' + G_EF')

In interiorul coloniei, grafitul se dezvolta in spatiu sub forma de foita, pentru ca are viteza de crestere maxima in planul bazal si minima perpendicular pe acesta. Foitele sunt interconectate si curbate asemenea petalelor unei flori (fig. 15b), deoarece dezvoltarea grafitului in masa austenitica nu este libera. Apar tensiuni interne, care favorizeaza maclari multiple si schimbarea directiei de crestere. In planul metalografic, grafitul are aspect lamelar.

In intervalul T₂-T₃, austenita isi micsoreaza solubilitatea in carbon si separa carbonul in exces sub forma de grafit secundar, G_II, care se depune pe grafitul eutectic separat anterior. Austenita isi modifica continuu compozitia de-a lungul curbei E'S', tinzand spre compozitia eutectoida S' (A_E' → A_S').

La temperatura T₃, austenita ramasa sufera reactia eutectoida, transformandu-

se intr-un eutectoid alcatuit din ferita α si grafit eutectoid, Ge:

A_S' ↔ e (Fα_P' + Ge_K')

Datorita conditiilor dificile de germinare a grafitului in faza solida, grafitul eutectoid se separa pe grafitul eutectic si secundar preexistent. Sub T₃, structura fontei va contine o masa metalica feritica in care sunt separari de grafit lamelar: Fα + G (fig. 22a), unde G = G_E+ G_II+G_e. Fonta cenusie feritica cristalizeaza in totalitate dupa diagrama Fe-grafit, in conditiile unei viteze de racire foarte lente. Daca fonta contine Si >1 %, atunci se manifesta efectul grafitizant al siliciului, obtinandu-se structura feritica mai economic, la viteze mai mari de racire. Aceasta este situatia fontelor cenusii utilizate industrial. Cristalizarea fontei are loc in cadrul sistemului ternar Fe-Si-C, iar cristalizarea eutecticului si a eutectoidului nu mai are loc izoterm, ci intr-un interval de temperatura (fig. 16).

Atunci cand la nivelul izotermei eutectoide se aplica o viteza mare de racire, transformarile se desfasoara dupa diagrama Fe-Fe₃C. Austenita se transforma in perlita, obtinandu-se fonta cenusie perlitica, care contine o cantitate mai redusa de grafit corespunzatoare grafitului eutectic si secundar (fig. 22c).

Cand viteza de racire la nivelul izotermei eutectoide este moderata, austenita se transforma in perlita, iar cementita eutectoida se descompune partial in ferita si grafit. Se obtine fonta cenusie ferito-perlitica. Descompunerea cementitei este confirmata de pozitionarea feritei in vecinatatea grafitului (fig. 22b).

Daca viteza de racire rapida se introduce de la temperaturi superioare izotermei eutectoide, tranzitia la sistemul Fe-Fe₃C asigura atat stabilitatea perlitei, cat si a unei cantitati de cementita secundara. Se obtine fonta cenusie perlito-cementitica, numita si pestrita (fig. 22d). Cementita secundara, provenind din austenita proeutectica, se va regasi in structura finala ca separari la limita grauntilor de perlita.

Fontele cenusii hipereutectice se caracterizeaza prin separari grosiere de grafit primar. Cum acesta se separa din faza lichida, prezinta o crestere libera si adopta forma de placa in spatiu, respectiv de ac in planul metalografic. Aceste fonte nu sunt utilizate practic.

2.5 Oteluri

Otelurile reprezinta un material tehnic de larga utilizare datorita proprietatilor sale remarcabile:

- pret de cost scazut;

- prelucrabilitate tehnologica multipla si usoara. Otelurile pot fi prelucrate prin turnare, sudare, deformare plastica la cald (laminare, forjare, presare, matritare), deformare la rece (laminare, tragere, presare, ambutisare, extruziune), aschiere.

- gama larga de proprietati si de utilizari. Prin aliere, tratamente termice, mecanice, termochimice, termomecanice se pot obtine variatii mari ale proprietatilor mecanice. Astfel duritatea unui otel nealiat poate varia de la 80HB pentru otelul feritic in stare recoapta la 650HB pentru otelul eutectoid calit la martensita. Prin aliere si tratament termic se pot obtine proprietati electrice, magnetice si de rezistenta la coroziune remarcabile, proprietati mecanice si fizico-chimice la temperaturi extreme si presiuni mari.

- posibilitati de asamblare in constructii mecanice complexe sau compuse.

- durabilitate in conditii atmosferice si temperaturi normale. Viteza de coroziune fara protectie anticoroziva este de 0,02mm/an si se poate imbunatati prin tratamente termochimice, aliere, acoperiri de protectie.

- posibilitati de refolosire prin retopire.

2.5.1 Clasificarea otelurilor

Avand o mare diversitate de de compozitii chimice, structuri si domenii de aplicare se folosesc clasificari partiale dupa mai multe criterii:

dupa modul de elaborare sunt oteluri de cuptor Siemens-Martin, de cuptor electric si de convertizor.

dupa starea de livrare sunt oteluri laminate la cald (cojite sau necojite), forjate, laminate sau trase la rece, turnate.

dupa compozitia chimica

- oteluri carbon (nealiate), care contin Fe, C si elemente insotitoare permanente: Mn<0,80%; Si<0,5%; S<0,055%; P<0,045%; Cu<0,030%. In functie de gradul de dezoxidare cu Si, se pot diferentia: oteluri: necalmate cu < 0 %Si; semicalmate cu 0,07 - 0,17 %Si; calmate cu > 0,17 %Si; calmate, dezoxitate suplimentar cu Al.

- oteluri aliate, care in afara de Fe, C, si elemente insotitoare permanente contin elemente de aliere: Si>0,5%, Mn>0,8%, Al>0,1%, Cr, Ni, Mo, W, V, Ti etc. Dupa gradul de aliere acestea pot fi: slab aliate, daca suma elementelor de aliere este sub 2,5%; mediu aliate, de la 2,5 la 10% elementelor de aliere; inalt aliate, peste 10% elementelor de aliere.

dupa structura de echilibru (recoapta), obtinuta prin racirea lenta in cuptor (pemtru oteluri carbon si aliate) sau dupa structura in stare normalizata (forjata sau laminata), rezultata prin incalzire la 900-950˚C si racire in aer ( numai pentru oteluri aliate).

5. dupa duritate: oteluri extramoi sub 0,1%C; moi cu 0,1-0,25%C; semimoi cu 0,25-0,4%C; semidure cu 0,4-0,6%C; dure cu 0,6-0,7%C; foarte dure cu 0,7-0,8%C; extradure peste 0,8%C;

dupa destinatie

oteluri de constructie, pentru constructii metalice si mecanice, care lucreaza in conditii normale de solicitare mecanica, termica si chimica;

- oteluri pentru scule, destinate confectionarii sculelor de prelucrare;

oteluri cu proprietati speciale, pentru organe de masini si piese, care lucreaza in conditii deosebite de temperatura, presiune, medii agresive sau care au proprietati fizice deosebite (oteluri inoxidabile, refractare, magnetice, electrotehnice, pentru magneti permanenti etc.).

2.5.2 Influenta carbonului si a elementelor insotitoare permanente asupra structurii si proprietatilor otelurilor carbon

a. Influenta carbonului

Proprietatile otelurilor carbon in starea de echilibru depind de natura si cantitatea fazelor si a constituentilor structurali de echilibru (diagramele de faze si structura din figura 13), care variaza cu continutul de carbon Din tabelul 4 s-a observat ca ferita imprima otelurilor plasticitate, tenacitate si feromagnetism; perlita - rezistenta, elasticitate si duritate; cementita - duritate si fragilitate.

In figura 17 se prezinta influenta carbonului asupra proprietatilor mecanice.

In domeniul hipoeutectoid, cresterea continutului de carbon produce marirea indicatorilor de rezistenta (rezistenta la tractiune Rm, duritatea Brinell HB), respectiv scaderea celor de plasticitate (alungirea specifica la rupere A, strictiunea Z) si de tenacitate (rezilienta KCU). Aceasta se coreleaza cu faptul ca, odata cu continutul in carbon, se mareste cantitatea de perlita si scade cea de ferita. In domeniul hipereutectoid apare cementita secundara, care determina marirea duritatii, dar reducerea plasiticitatii si tenacitatii. Rezistenta la tractiune prezinta un maxim la 0 -1%C, pentru ca la continuturi mai mari de carbon cementita secundara se separa ca retea continua la limita grauntilor de perlita, cu efect fragilizant.

In figura 18 se prezinta influenta carbonului asupra unor proprietati fizice. La cresterea continutului de carbon scade cantitatea de ferita, se mareste cantitatea de cementita si ca urmare se maresc rezistivitatea electrica ρ, campul coercitiv Hc si se reduc permeabilitatea magnetica μ si inductia magnetica remanenta Br.

b. Influenta elementelor insotitoare permanente

Otelurile tehnice sunt aliaje polinare, care contin elemente insotitoare permanente in cantitati mici, care pot influenta sesizabil proprietatile otelurilor. Aceste elemente provin:

in urma reactiilor de dezoxidare (Si, Mn, Al);

din imposibilitatea eliminarii lor totale la elaborare (P, S);

din reactii cu faza gazoasa la elaborare sau turnare (O, N, H).

Siliciul se gaseste sub 0 % in otelurile carbon. Siliciul provine din fonta bruta, captuseala cuptorului de elaborare, zgura si dezoxidarea otelului la elaborare.

Si + 2 FeO → SiO₂ + 2 Fe

Siliciul se gaseste in otel dizolvat in ferita sau sub forma de incluziuni nemetalice (oxizi sau silicati). Prin dizolvare in ferita, siliciul o durifica, marind duritatea si rezistenta otelului.

Manganul este limitat la 0 %. Se adauga la elaborare otelului in scopul dezoxidarii si desulfurarii acestuia.

Mn + FeO → MnO + Fe

Mn + FeS → MnS + Fe

Prin substitutia fierului in sulfura de fier, Mn elimina fragilitatea la cald a otelului. De asemenea, Mn se gaseste in otel sub forma de incluziuni nemetalice ca: oxizi (MnO), sulfuri (MnS), silicati (MnO.SiO₂, 2MnO.SiO₂), contribuind la formarea fibrajului de deformare plastica si la anizotropia proprietatilor mecanice. In otelurile cu Mn spre limita superioara, deformate la cald, se ajunge la un raport 5/1 intre rezilienta longitudinala si transversala.

Manganul se dizolva in cementita, marind rezistenta si duritatea otelului. Cementita aliata cu Mn - (Fe,Mn)₃C este usor solubila in austenita, favorizand cresterea grauntilor de austenita la supraincalzirea otelului.

Aluminiul este limitat la 0,03%. Se introduce la elaborare pentru dezoxidarea suplimentara a otelului.

2Al + 3 FeO → Al₂O₃ + 3Fe

Particulele submicroscopice de Al₂O₃, distribuite pelicular la limita grauntilor de austenita reprezinta o bariera mecanica, care impiedeca cresterea granulatiei austenitice la tratamentul termic sau la deformarea plastica la cald. Rezulta o granulatie secundara fina si marirea caracteristicilor de rezistenta, plasticitate si tenacitate a otelului. De asemenea aluminiul se introduce in otelurile de ambutisare pentru a elimina imbatranirea mecanica a otelului datorata azotului.

Fosforul este limitat in general la maxim 0,055%. Provine din minereuri si se indeparteaza la elaborare. Otelurile de convertizor sau de cuptor Martin bazic contin 0 -0,04 %P. Otelurile de cuptor electric au cel mai redus continut de fosfor, sub 0,02%.

Asa cum reise din diagrama de echilibru Fe-P (fig. 19), fosforul se dizolva in ferita pana la 1,2%. Raza atomica a fosforului este mult mai mare decat a fierului, ceea ce produce o puternica deformare elastica a retelei cristaline a fierului, cu efect de durificare si scadere a tenacitatii otelului. La 0 %P otelul este foarte fragil, rezilienta fiind nula. Acest fenomen poarta denumirea de fragilitate la rece.

Diagrama de echilibru releva un interval mare de solidificare, ceea ce determina la solidificare o tendinta marita de segregare a fosforului atat la nivelul lingoului (macrosegregatie pozitiva) cat si la nivelul dendritelor de austenita (microsegregatie dendritica). Zonele exterioare ale dendritelor de austenita vor rezulta mai bogate in P decat cele interioare.

Pe de o parte, segregarea P are drept consecinta formarea in zonele bogate in P (peste 0,25%P) a compusului Fe₃P cu efect durificator si fragilizant. Zonele imbogatite in P sunt astfel zone cu duritate marita si tenacitate scazuta, provocand fragilitatea la rece a otelului. Cum segregatiile de P nu se pot elimina, se recurge la limitatea continutului de P. Astfel in otelurile carbon de calitate continutul de fosfor se limiteaza la 0,040%, iar la otelurile carbon de scule la 0,030%.

Pe de alta parte, segregarea P determina structura in siruri sau in benzi a otelului deformat plastic la cald. La deformarea plastica dendritele de austenita se alungesc si se orienteaza dupa directia efortului, contribuind la formarea fibrajului de deformare plasica. Cum fosforul micsoreaza solubilitatea carbonului in austenita, la racire zonele alungite, bogate in fosfor si sarace in carbon, vor fi sediul de germinare a feritei proeutectoide, iar zonele sarace in fosfor si mai bogate in carbon al perlitei. Apare dispunerea in benzi a feritei proeutectoide, respectiv a perlitei, care produce anizotropia caracteristicilor mecanice a otelului deformat la cald. Se poate preveni aparitia structurii in siruri prin deformarea plastica la temperaturi inalte, care faciliteaza omogenizarea chimica prin difuzie a carbonului.

Se utilizeaza continuturi mai mari in fosfor (0,10-0,15%P) la otelurile prelucrate prin aschiere pe masini unelte automate, deoarece prin efectul de fragmentare a aschiilor P imbunatateste prelucrabilitatea prin aschiere.

In otelul fosforos pentru piulite este un continut de 0,2-0,4%P in scopul cresterii duritatii si imbunatatirii rezistentei la uzare. Otelul are de asemenea o buna prelucrabilitate prin aschiere si o calitate deosebita a suprafetei prelucrate.

Se admite un continut mai mare de P in otelurile pentru poduri, pentru ca P impreuna cu Cu mareste rezistenta la coroziune atmosferica.

Sulful se limiteaza la maxim 0,045%. Sulful provine din minereu si din produsele de ardere ale combustibilului de la cuptoarele de elaborare. Cele mai reduse continuturi in S (<0 %) se obtin la elaborarea in cuptoarele Martin bazic si electric.

Conform diagramei Fe-S (fig. 20) sulful nu se dizolva in fier. In absenta manganului, sulful reactioneaza chimic cu fierul, formand sulfura de fier cu temperatura de topire de 1190˚C.

Fe + S → FeS

Sulfura de fier cristalizeaza ultima in procesul de solidificare al otelului, la temperatura 985˚C, sub forma unui eutectic E (Feγ + FeS), dispus intercristalin. La continuturi relativ mici de sulf in otel, eutecticul este disociat, prezentandu-se ca o retea intercristalina de FeS.

Otelul care contine FeS nu poate fi deformat plastic la cald, deoarece in domeniul de laminare, 800-1200˚C, sulful determina doua tipuri de fragilitate la cald:

- fragilitate la rosu in intervalul 800-1000˚C, deoarece reteaua de eutectic intercristalin nu prezinta suficienta plasticitate;

- fragilitate la temperaturi ridicate, in intervalul 1000-1200˚C, deoarece eutecticul topit lasa fara coeziune grauntii de austenita.

Fragilitatea otelului la deformarea la cald se elimina prin desulfurare cu mangan. Sulful este legat chimic in sulfura de mangan, MnS, care este plastica si cu temperatura de topire ridicata (1610˚C). Continutul de Mn necesar desulfurarii este dat de relatia: [%Mn] = 1 [%S] +0,3. La <0 %S este suficient 0,4%Mn.

Sulful este in cantitati mai mari (0,15-0,30%S) in otelurile prelucrate prin aschiere pe masini unelte automate, deoarece fragilizeaza aschiile si imbunatateste prelucrabilitatea prin aschiere.

Oxigenul este limitat la 0,05%. Provine la elaborare din contactul otelului topit sau la operatiile de incalzire din contactul otelului solid cu atmosfera oxidanta.

Oxigenul provenit de la elaborare se poate gasi in otel sub forma oxidului de fier FeO (wüstita), cat si sub forma oxizilor elementelor dezoxidante: MnO, CaO, Al₂O₃, SiO₂. Acesti oxizi pot apare sub forma de incluziuni simple sau asociate, formand incluziuni de silicati (2FeO.SiO₂; 3Al₂O₃.2SiO₂) sau de spineli (FeO.Al₂O₃).

Oxigenul provenit din atmosfera de incalzire a pieselor si semifabricatelor din otel se gaseste sub forma de pelicule de FeO pe limita grauntilor de austenita. Stratul superficial oxidat intergranular (sau ars) este fragil si se rupe la deformare.

Incluziunile oxidice sau silicatii exogeni sunt incluziuni neplastice, in timp ce silicatii endogeni sunt incluziuni plastice. In otelul deformat plastic, incluziunile fragile se sfarama, cele plastice se alungesc si impreuna cu cele nedeformabile se distribuie in siruri discontinue in directia efortului. Incluziunile contribuie astfel la formarea fibrajului de deformare si la anizotropia caracteristicelor mecanice.

Proprietatile de utilizare sunt influentate defavorabil de prezenta incluziunilor nemetalice, care intrerup continuitatea masei metalice. Ele pot constitui amorse de fisura la oboseala si contribuie la ruperea fibruasa (la structura in siruri) sau la ruperea in terase (la distributia in placi a incluziunilor exogene masive).

Oxigenul se mai poate gasi in oteluri turnate si in stare gazoasa (O₂, CO, CO₂), determinand aparitia de sufluri. La deformarea plastica a otelului suflurile cu suprafata neoxidata se sudeaza prin presiune. In piesele turnate, prezenta suflurilor micsoreaza sectiunea utila, care preia efortul.

Azotul este limitat la 0 % in otelul Martin si 0,03% la otelurile elaborate in cuptor electric. Azotul difuzeaza in otel din atmosfera cuptorului. Asa cum reiese din diagrama de echilibru fazic (fig. 21), solubilitatea azotului in Feα este maxima de 0 % la 590˚C si scade cu temperatura la

10^-5 % la temperatura ambianta. De aceea, dizolvat in ferita la temperaturi ridicate, azotul se separa la racire sub forma de Fe₄N (faza γ').

Prezenta azotului are o deosebita importanta mai ales la otelurile cu continut redus de carbon sub 0,15%C, deformabile la rece, deoarece provoaca imbatranirea mecanica a otelului. Daca dupa deformarea la rece si recristalizarea otelurilor, azotul se mentine dizolvat in ferita, in timp apare tendinta de separare spontana la temperatura ambianta din ferita suprasaturata in azot a azotului in exces. Procesul, numit imbatranire mecanica, se produce dupa cca 16 zile si este insotit de o puternica durificare si scadere a plasticitatii. Acest proces face ca otelurile susceptibile de imbatranire sa poata fi deformate plastic numai in primele 15-16 zile de la recristalizare. Imbatranirea produsa de azot se poate elimina prin dezoxidare cu aluminiu. La 0 %Al intreaga cantitate de azot este legata chimic in nitrura de aluminiu, AlN. Nu mai exista astfel azot dizolvat in ferita, care sa participe la procesul de imbatranire.

Hidrogenul este prezent in otel in concetratii de ordinul procentelor per million (ppm). El poate proveni de la umiditatea unor materiale folosite la elaborare (ferosiliciu, var), din atmosfera cuptoarelor de incalzire sau de la decaparea cu acizi a suprafetei semifabricatelor.

Hidrogenul se gaseste in oteluri in stare atomica, dizolvat intersitial in ferita sau austenita. Solubilitatea hidrogenului in fier scade cu temperatura de la 0,003% in fierul lichid, la 0% la temperatura 200˚C. Datorita diametrului atomic mic, hidrogenul difuzeaza interstitial cu usurinta in fier, ceea ce permite la racire evacuarea in atmosfera. Daca timpul de evacuare este insuficient, hidrogenul ramas in otel, difuzeaza la defectele structurale (limite de graunte) sau la interfata cu incluziunile nemetalice, unde isi reface starea moleculara, cu o puternica crestere de volum si aparitia de tensiuni interne. Aceste tensiuni pot depasi local limita de rupere a otelului provocand aparitia de microfisuri, numite fulgi, datorita aspectului stralucitor, luminos, pe suprafata de rupere a otelului. Fulgii se formeaza la temperatura de 200˚C in piesele sau semifabricatele de dimensiuni mari, racite rapid, dupa deformarea plastica la cald. Formarea lor se elimina prin: evitarea umiditatii materialelor folosite la elaborare, prin racirea lenta pana la temperatura ambianta sau prin mentinerea izoterma la temperaturi peste 200˚C pana la evacuarea completa a hidrogenului in stare atomica.

In cazul curatirii suprafetei de oxizi prin decapare cu acizi, hidrogenul dizolvat in exces formeaza sufluri de decapare, care contin hidrogen molecular. Sub ambele forme, fulgi sau sufluri, hidrogenul micsoreaza tenacitatea otelului.

2.5.3 Destinatia si simbolizarea otelurilor carbon

Dupa destinatie, otelurile carbon se clasifica in: oteluri pentru constructie, pentru scule si cu destinatie speciala. Pot fi livrate in stare turnata sau laminata, cu sau fara tratament termic final. Simbolizarea lor exprima destinatia, tehnologia de prelucrare, caracteristicile mecanice sau continutul in carbon.

Otelurile nealiate turnate pentru constructii mecanice de uz general, prevazute in SR ISO 3755:1995, se prezinta in tabelul 5 in corespondenta cu marcile din STAS 600-82. Sunt oteluri hipoeutectoide, care se livreaza in stare recoapta, dupa normalizare si detensionare sau dupa normalizare, calire si revenire. Marcile de oteluri se simbolizeaza prin indicarea valorii minime garantate a limitei de curgere si a rezistentei la tractiune. Litera W indica marcile cu capacitate uniforma de sudare, prin impunerea compozitiei chimice si limitarea sumei elementelor reziduale. Exemplu: 200-400W SR ISO 3755:1995.

Otelurile de uz general si de calitate pentru constructie, conform SR EN 10025+A1: 1994 cuprind marcile de oteluri destinate fabricarii produselor laminate la

Tabelul 5 Oteluri nealiate turnate pentrru constructii mecanice de uz general

Nota: Marcile W contin: Ni<0,4%; Cr<0,35%; Cu<0,40%;Mo<0,15%; V <0,05%.

cald, sub forma de laminate plate si bare forjate, pentru constructii mecanice si metalice. Sunt oteluri hipoeutectoide, care se livreaza cu diferite clase de calitate si grade de dezoxidare. Sunt cele mai ieftine oteluri, cu o larga utilizare fara alte deformari plastice la cald sau tratamente termice. Sunt usor prelucrabile prin aschiere, sudabile, cu capacitate de deformare plastica la rece.

In tabelul 6 sunt indicate marcile prevazute in acest standard, cu marcile corespondente din STAS 500/2-80 si principalele domenii de utilizare. Marcile de oteluri se simbolizeaza prin litera S - otelul pentru constructie si prin litera E - otelul pentru constructii mecanice, urmata de trei cifre, care reprezinta valoarea minima a limitei de curgere exprimata in N/mm² pentru grosimi ≤ 16mm, urmata de clasa de calitate si gradul de dezoxidare.

Sunt prevazute patru clase de calitate, care garanteaza:

- JR - caracteristicile de tractiune, de indoire la rece si valoarea minima a energiei de rupere determinata la incercarea de incovoiere prin soc la 20˚C; JO - valoarea minima a energiei de rupere la 0˚C; J2, K2 - valoarea minima a energiei de rupere la -20˚C, respectiv cu diferenta de valoare a energiei de rupere pentru K2;

- G1 - oteluri necalmate; G2 - oteluri cu alta stare decat cea necalmata; G3, G4 - cu alte caracteristici garantate (sudabilitate etc).

Gradul de dezoxidare se noteaza: FU- oteluri necalmate, FN-calmate si FF-calmate suplimentar cu Al.

Exemplu: SR235 J2G3, FF SR EN 10025+A1: 1994.

Otelurile de calitate nealiate de cementare prevazute in SR EN 10084:2000, sunt prezentate in tabelul 7, in corespondenta cu marcile din STAS 880-88. Sunt oteluri de calitate superioare, care contin sub 0,18%C, max. 0,045%P, 0,020-0,045%S. Se supun imbogatirii superficiale in carbon, urmata de calire si revenire joasa, pentru obtinerea unui strat superficial dur si rezistent la uzura asociat unui miez tenace. Simbolizarea cuprinde litera C urmata de doua cifre care reprezinta continutul mediu in carbon in sutimi de procent, urmate de litera E (daca sunt oteluri superioare cu continut redus de S si P) sau de litera R (daca continutul de S este controlat). Exemplu: C10E SR EN 10084:2000.

Tabel 6 Produse laminate la cald din oteluri de constructie nealiate

Nota: Duritatea pieselor din otel laminat sau forjat dupa tratamentul termic primar de normalizare, detensionare, recoacere

Tabel 7 Oteluri carbon de calitate pentru cementare

Otelurile de calitate nealiate pentru calire si revenire prevazute in SR EN 10083-1:1994 si SR EN 10083-2:1995, sunt prezentate in tabelul 8 in corespondenta cu STAS 880-88. Sunt oteluri de calitate si superioare, care contin 0,17-0,65%C, max. 0,045%P, 0,020-0,045%S. Sunt oteluri supuse tratamentului termic de imbunatatire (calire si revenire inalta), pentru obtinerea unor piese cu rezistenta mecanica si tenacitate ridicate.

Simbolizarea cuprinde o cifra, care indica clasa de calitate, urmata de litera C si de doua cifre, care reprezinta continutul mediu in carbon in sutimi de procent. Sunt prevazute 3 clase de calitate: 1 pentru otelurile carbon de calitate; 2 pentru otelurile carbon de calitate superioare cu continut redus de sulf si fosfor; 3 pentru otelurile superioare cu continut de sulf controlat. De exemplu: 1 C 45 SR EN 10083-2:1995.

Otelurile carbon pentru scule conform SR EN ISO 4957:2002, cuprind oteluri prelucrate prin deformare plastica la cald sau la rece sub forma de produse laminate, forjate si trase, cojite sau slefuite destinate confectionarii sculelor. Sunt oteluri care contin 0,42-1,25%C, folosite cu tratamentul termic final de calire si revenire joasa. Dupa calire ating duritatea superficiala minim 54-62HRC. Sunt oteluri cu calibilitate redusa, pentru ca numai sub 10mm diametru se calesc complet in volum, intre10-15mm diametru calirea este superficiala in limita a 5mm, iar peste 50mm diametru se calesc in limita a 2mm. Stabilitatea termica a structurii este limitata de temperatura de revenire la 180˚C. Marcile si domeniile de utilizare sunt prezentate in tabelul     Se simbolizeaza cu litera C ( otel de calitate) urmata de una sau doua cifre, care indica continutul de carbon in sutimi de procent si litera U, care indica domeniul de utilizare-scule. Exemplu: C80U SR EN ISO 4957:2002

Tabel 8 Oteluri de calitate nealiate pentru calire si revenire

Nota: N- normalizare; CR - calire si revenire inalta.; Valorile rezistentei la tractiune sunt pentru produse cu diametru sau grosime ≤ 16mm.

Tabelul 9 Oteluri carbon pentru scule

2.6 Fonte albe

Sunt aliaje Fe-C care contin intre 2,11-6,67%C, care cristalizeaza dupa sistemul metastabil Fe-Fe₃C in conditiile unor viteze rapide de racire sau in prezenta unor elemente antigrafitizante (Mn, Cr, Mo, V) si absenta celor grafitizante.

Cantitatea totala de carbon (C_t) se gaseste o mica parte dizolvata in fier (C_S) si restul legata chimic in cementita (C _Fe3C). Nu prezinta grafit C_G = 0.

C_t = C_S + C _Fe3C

Prezenta cementitei determina aspectul luminos al suprafetei de rupere si denumirea fontei. Din punct de vedere al compozitiei chimice si structurii sunt (fig. 12): fonte hipoeutectice, care contin 2,11-4,3%C si au microstructura alcatuita din perlita, ledeburita si cementita secundara; fonta eutectica cu ≈ 4,3%C si microstructura formata din ledeburita; fonte hipereutectice, care contin 4,3-6,67%C si au in microstructura cementita primara si ledeburita.

Sunt aliaje de turnatorie datorita prezentei eutecticului din structura. Cele mai bune proprietati de turnare (fluiditate, punct de topire redus, segregatii minime) corespund aliajelor cu un continut de carbon in apropierea punctului eutectic, care le asigura un interval de solidificare redus.

Datorita ledeburitei (amestec mecanic de 40% perlita si 60% cementita) cat si a cementitei secundare, respectiv primare, fontele albe sunt foarte dure, casante, greu prelucrabile, neaschiabile, cu utilizare limitata. Cu cat creste continutul de carbon, se mareste cantitatea de cementita si ca urmare se maresc duritatea si fragilitatea fontei. Din aceasta cauza isi gasesc utilizare doar fontele hipoeutectice. O fonta alba hipoeutectica, care contine 50-60% perlita (libera si eutectica) si in rest cementita, are duritatea Brinell 440-500 daN/mm², rezistenta la tractiune 120-150 N/mm², alungirea specifica la rupere 0%, rezistenta la compresiune 2500 N/mm². Aceste proprietati determina rezistenta la uzura abraziva, principala utilizare industriala a fontelor albe.

Se folosesc pentru piese rezistente la uzura abraziva ca: cilindri pentru laminoare de tabla, roti cu obada dura, bile pentru mori de macinat, alice de sablare, calandri de hartie, roti de vagoane, axe cu came pentru motoare cu ardere interna. Piesele se toarna in forme metalice, ceea ce asigura un strat superficial dur de 12-30mm grosime, cu structura de fonta alba, asociat cu un miez rezistent mecanic, cu structura de fonta cenusie, separate de un strat intermediar cu structura de fonta pestrita. Pentru detensionare, se aplica o recoacere la 500-550˚C.

In tabelul 10 se prezinta compozitia chimica a unor marci de fonta alba rezistente la uzare abraziva. Duritatea HV a stratului superficial poate creste la 600-800 daN/mm² prin calirea martensitica a fontei albe. Pentru a evita fisurarea la calire se foloseste fonta autocalibila aliata cu crom si nichel sau cu continut ridicat de crom. Straturi superficiale rezistente la uzura, cu structura de fonta alba calita, se pot obtine si prin calire superficiala cu flacara, fascicul laser sau de electroni.

Fonta alba constituie de asemenea materia prima pentru obtinerea fontelor maleabile.

2.7 Fonte cenusii

Fontele cenusii cristalizeaza partial sau in totalitate dupa sistemul stabil Fe-grafit, in conditiile unei viteze lente de racire, in prezenta elementelor grafitizante si in absenta celor antigrafitizante. Din aceasta cauza fontele cenusii contin carbon liber sub forma de grafit (C_G):

C_t = C_S + C_G + C_Fe3C.

Prezenta grafitului da aspectul cenusiu al suprafetei de rupere si denumirea fontei. Din punct de vedere practic, fontele care contin grafit reprezinta cele mai utilizate aliaje de turnatorie pentru constructia de masini.

Fontele cenusii obisnuite au urmatoarele caracteristici:

pret de cost mai scazut decat otelurile, pentru ca se topesc si se toarna la temperaturi mai mici;

bune proprietati de turnare, contractie la solidificare mai mica decat a otelurilor, fluiditate ridicata, care permit realizarea de piese cu pereti subtiri, forme complexe, nerealizabile prin metode mecanice;

caracteristici mecanice de rezistenta si tenacitate inferioare otelurilor;

neforjabilitate si deformabilitate plastica practic nula;

grafitul asigura o buna prelucrabilitate prin aschiere, capacitate mare de amortizare a vibratiilor, proprietati lubrifiante in conditii de frecare uscata, insensibilitate la crestaturi, rezistenta la coroziune in mediile corozive obisnuite.

prin modificarea conditiilor de elaborare, turnare sau prin tratament termic se poate obtine cantitatea, marimea, forma si modul de distributie a grafitului, cu efecte pozitive asupra caracteristicilor mecanice si a ariei aplicatiilor.

Clasificarea fontelor de turnatorie se face dupa modul de elaborare, compozitia chimica, natura masei metalice, distributia si forma grafitului.

1. Dupa modul de elaborare

- fonta de prima fuziune, obtinuta in furnal, folosita ca materie prima pentru oteluri si fonta de a doua fuziune;

- fonta de a doua fuziune elaborata in cubilouri sau cuptoare electrice, prin retopirea fontei de furnal cu adaosuri de fier vechi, deseuri de fonta, feroaliaje si fondanti pentru reglarea compozitiei chimice si puritatii. Este utilizata pentru turnarea pieselor in constructia de masini.

2. Dupa compozitia chimica fontele cenusii se impart in:

- fonte nealiate, care contin Fe, C si elemente insotitoare permanente in concentratii mai mari ca la oteluri: Si-1-3,5%; Mn=0,5-1,5%; S=0,10-0,15%; P=0,1-0,65%. In functie de structura de echilibru sunt fonte:

. hipoeutectice, la care EC = 2,08 - 4,26%;

. eutectice cu EC ≈ 4,26%;

. hipereutectice, la care EC >4,26%

unde EC reprezinta echivalentul in carbon, care tine cont de actiunea grafitizanta a elementelor insotitoare siliciu si fosfor. EC se determina cu relatia:

EC = C + 0,31Si + 0,27P

- fonte aliate, care contin si elemente de aliere: Si>3,5%; Mn>1,5%, Ni, Al, Cr, Mo, V.

3. Dupa natura masei metalice (fig. 22) sunt:

- fonte cenusii feritice, la care intreaga cantitate de carbon nedizolvat in fier se gaseste sub forma de grafit (C_t = C_S + C_G; C_Fe3C=0). Se obtin in conditiile descompunerii complete a cementitei. Contin ferita si grafit lamelar.

- fonte cenusii ferito-perlitice, care contin sub 0,7 %C legat chimic in cementita (C_Fe3C <0,7%). Se obtin in conditiile descompunerii partiale a cementitei eutectoide. Structura contine ferita, perlita si grafit lamelar.

- fonte cenusii perlitice, care contin 0,7-0,8 %C legat chimic in cementita (C_Fe3C ≈ 0,7-0,8%). Se obtin in conditiile stabilitatii cementitei eutectoide. Structura contine perlita si grafit lamelar.

- fonte cenusii perlito-cementitice sau pestrite, care contin peste 0,8%C legat chimic in cementita (C_Fe3C > 0,8%). Se obtin in conditiile stabilitatii cementitei eutectoide cat si unei parti din cementita secundara, uneori eutectica. Structura lor contine perlita, cementita secundara, (uneori ledeburita) si grafit.

- fonte cenusii fosforoase care sunt fonte perlitice cu un continut marit de fosfor. In structura apare si un eutectic ternar fosforos numit Steadita, alcatuit din perlita, cementita si fosfura de fier Fe₃P (C_Fe3C > 0 %).

Rezistenta maxima a fontei corespunde masei metalice perlitice, iar cea mai mare duritate la fontele perlito-cementitice si fosforoase. Cea mai mare capacitate de

amortizare a vibratiilor apartine masei metalice feritice, la care cantitatea de grafit este maxima.

4. Dupa modul de distributie al grafitului (fig. 23): A - uniform distribuit, B - in rozete, C - neuniform distribuit, D - interdendritic neorientat, E - interdendritic orientat.

Modul de distributie al grafitului este determinat de compozitia baii topite si capacitatea de germinare a grafitului. Formele A si B corespund topiturilor hipoeutectice industriale foarte impure, la care are loc germinarea eterogena a grafitului cu subracire foarte mica. Forma A apare la fontele cenusii hipoeutectice modificate, la care germinarea grafitului este intensificata prin adaugarea suplimentar in topitura de elemente modificatoare. Forma B de distributie este specifica fontelor cenusii hipoeutectice obisnuite. Grafitul C neuniform distribuit apare la fontele hipereutectice, care contin separari grosiere de grafit primar. Distributiile D si E corespund unor fonte foarte pure, cu continut redus de carbon, la care germinarea grafitului are loc la subraciri mari. Forma D corespunde zonei echiaxiale, iar E zonei columnare a lingoului.

Cele mai bune proprietati mecanice corespund distributiei A, cele mai reduse distributiei C. Distributiile D si E asigura rezistenta la soc termic. Distribitia C prezinta capacitatea maxima de amortizare a vibratiilor.

5. Dupa forma grafitului (fig. 24):

fonte cenusii obisnuite cu grafit lamelar cu varfuri ascutite (a). Rapotul dintre lungimea L si grosimea d a separarii de grafit este L/d >50;

- fonte cenusii modificate cu grafit lamelar cu varfuri rotunjite (b), cu L/d =25-50;

- fonte cenusii modificate cu grafit vermicular (c), cu L/d = 2-10;

- fonte maleabile cu grafit de recoacere sau in cuiburi (d), cu L/d = 1,5 -2;

- fonte cenusii modificate cu grafit nodular (e), la care L/d = 1;

Cele mai bune caracteristici mecanice de rezistenta, plasticitate si tenacitate sunt la formele compacte de grafit, nodular sau in cuiburi. Cele mai reduse la fonta cenusie obisnuita cu grafit lamelar cu varfuri ascutite.

2.8 Influenta compozitiei chimice si a vitezei de racire asupra structurii si proprietatilor fontelor

Structura si proprietatile fontelor depind de capacitatea de germinare a grafitului. Grafitul poate apare in structura fontelor pe doua cai:

direct din faza lichida si solida, conform diagramei stabile Fe-grafit;

prin descompunerea cementitei.

Factorii determinanti in separarea directa a grafitului din solutia lichida sunt: compozitia chimica a topiturii, viteza de racire si capacitatea germinativa a topiturii.

a.           Influenta compozitiei chimice

Fontele industriale sunt aliaje polinare care contin pe langa Fe si C elemente insotitoare permanente ca Si, Mn, S, P, cat si elemente de aliere. Elementele insotitoare sau de aliere se pot imparti in doua grupe: grafitizante si antigrafitizante.

Elementele grafitizante (C, Si, Al, Ni, Cu, Ti, P, Co) au o afinitate mare pentru fier, formand compusi cu fierul, cum sunt Fe₃Si, Fe₃P, Fe₃Al etc. Aceste elemente reduc cementita si lasa liberi atomii de carbon, favorizand formarea germenilor de grafit. De exemplu:

Fe₃C + Si → Fe₃Si + C

Elementele antigrafitizante (Cr, V, Mn, Mo, Mg, S, Ce, B) sunt elemente, care fie se dizolva in cementita [(Fe, Mn)₃C, (Fe, Cr)₃C] pe care o stabilizeaza, fie formeaza carburi stabile proprii care faciliteaza germinarea cementitei. (Cr₂C₃, Mo₂C, VC).

Principalul element, care influenteaza structura fontelor, este carbonul. In fontele cenusii pentru constructia de masini, carbonul se gaseste in limitele 2 -3,8%. Limita inferioara coboara la 0,5%C pentru fontele aliate cu Si si Al, iar limita superioara urca la 4,5%C in fontele brute de prima fuziune.

Carbonul este un element grafitizant, care mareste cantitatea de grafit din structura fontelor cenusii si micsoreaza cantitatea de perlita. Cresterea continutului de carbon conduce la micsorarea rezistentei mecanice, duritatii si tenacitatii fontei. La fontele albe cresterea continutului de carbon mareste cantitatea de cementita, duritatea si fragilitatea fontei.

Siliciul se gaseste in fontele cenusii in limitele 1 - 2,5%. Limita inferioara coboara la 0 %Si in fontele albe si cea superioara urca la 16%Si in fontele aliate. Siliciul se dizolva in ferita, pe care o durifica. Ferita din fontele cenusii, numita si silicoferita, are rezistenta la tractiune Rm = 350-500N/mm² si duritatea HB = 100-150 daN/mm², superioare feritei din oteluri. Silicoferita intra in componenta perlitei, care de asemenea este mai dura si mai rezistenta: Rm = 900-1200N/mm², HB = 220-330daN/mm². Siliciul este un element puternic grafitizant, care mareste refractaritatea fontei. Siliciul mareste cantitatea de ferita si de grafit, micsoreaza cantitatea de perlita si pe aceasta cale reduce rezistenta si duritatea fontei cenusii.

In diagrama structurala Maurer din figura 25a se reda influenta continutului de carbon si siliciu asupra structurii fontelor. Se observa ca la mentinerea constanta a continutului de carbon, prin variatia continutului de siliciu se poate obtine intreaga gama de fonte: I - fonte albe; II - fonte cenusii perlito-cementitice; III - fonte cenusii perlitice; IV - fonte cenusii ferito-perlitice; V - fonte cenusii feritice.

Manganul se gaseste in fontele cenusii pentru constructia de masini.intre 0 - 1%. La fontele aliate limita superioara poate ajunge la 8%Mn. Se gaseste dizolvat in cementita marindu-i stabilitatea sau sub forma de sulfuri. Este un element antigrafitizant, care mareste cantitatea de perlita din fonta cenusie, respectiv rezistenta mecanica, duritatea si rezistenta la uzura a fontei.

Sulful se gaseste intre 0 - 0,1%. Este un element antigrafitizant care provoaca aparitia grafitului interdendritic, ce confera fontei rezistenta la soc termic. De aceea in fontele pentru lingotiere se poate ajunge la 0 %S. Continutul se sulf este limitat, datorita insolubilitatii sale in fier sau cementita si a formarii eutecticului E (Fe + FeS), dispus intercristalin si cu efect fragilizant. In fontele de inalta rezistenta cu grafit nodular S < 0,005%.

Fosforul variaza in limitele 0,15-0,25%. Este un element slab grafitizant la cristalizarea primara a fontei si antigrafitizant la cristalizarea secundara.Se gaseste o parte dizolvat in ferita pe care o durifica si o alta sub forma unui eutectic ternar E (P + Fe₃C + Fe₃P), numit eutectic fosforos sau Steadita. Acest eutectic are temperatura scazuta de topire ( 950˚C), este repartizat intercristalin si are o duritate mare (400-600 HB). In fontele cenusii imbunatateste rezistenta mecanica, duritatea, rezistenta la uzura abraziva si proprietatile de turnare. Fontele cenusii fosforoase, care contin pana la 1 %P, se folosesc pentru turnarea pieselor cu pereti subtiri (elemente de calorifere) sau rezistente la uzura abraziva (saboti de frana, segmenti de piston).

Elementele de aliere carburigene Cr, Mn, Mo, V au actiune antigrafitizanta; iar elementele necarburigene Si, Cu, Ni si Al sunt cu actiune grafitizanta. Elementele de aliere asigura proprietati speciale: siliciul mareste refractaritatea si rezistenta la acizi; nichelul - rezistenta la coroziune in acizi, saruri minerale si organice; alierea complexa Mn + Ni + Cu sau Ni + Cr conduce la obtinerea fontelor austenitice, paramagnetice, rezistente la coroziune si oxidare.

b. Influenta vitezei de racire

In figura 26 se prezinta influenta vitezei de racire asupra temperaturii de solidificare a eutecticului (austenita + grafit) cu linie intrerupta, respectiv a eutecticului (austenita + cementita) cu linie continua, in absenta si prezenta siliciului. La o anumita viteza de racire a topiturii se formeaza eutecticul capabil sa cristalizeze cu un grad de subracire mai redus. Astfel la viteze foarte lente de racire v <v₁ se formeaza eutecticul E (A + G) specific fontelor cenusii, iar la viteze superioare v >v₁ se formeaza eutecticul E (A + Fe₃C) specific fontelor albe. Daca topitura contine siliciu, acesta deplaseaza temperatura de solidificare a E (A+Fe₃C) la temperaturi mai scazute. Viteza de racire, la care are loc tranzitia de la cristalizarea fontei dupa sistemul Fe-grafit la sistemul Fe-Fe₃C, se deplaseaza la viteze mai mari de racire v₂>v₁. Se largeste astfel gama vitezelor de racire in care se formeaza fontele cenusii, ceea ce este in concordanta cu efectul grafitizant al siliciului.

Viteza de racire influenteaza cantitatea, dimensiunile si repartizarea grafitului. Cu cat creste viteza de racire cantitatea si dimensiunile separarilor de grafit se reduc. Repartizarea grafitului se modifica de la separari grosiere izolate la separari punctiforme interdendritice, marindu-se rezistenta fontei cenusii.

In diagrama structurala Greiner-Klingenstein din figura 25b se indica modificarile structurale sub actiunea cumulata a compozitiei chimice (C+Si) si a vitezei de racire. Viteza de racire se exprima indirect prin grosimea (g) a peretelui piesei turnate in nisip. Se observa ca pentru o compozitie chimica fixata, la cresterea grosimii de perete, respectiv la reducerea vitezei de racire, se obtine succesiv intreaga gama de fonte, de la fontele albe la cele cenusii feritice. Trebuie precizat ca aceasta diagrama structurala nu tine cont de actiunea grafitizanta diferentiata a C si Si si nici de capacitatea germinativa a fontei lichide.

c.Influenta capacitatii de germinare a topiturii

Elemente ereditare din materiile prime de la elaborarea fontei, aflate in cantitati foarte mici in topitura (oligoelemente), pot modifica tensiunea superficiala la interfata lichid-grafit intensificand germinarea omogena a grafitului sau pot constitui particule solide in suspensie in topitura, cu rol de suport la germinarea eterogena a grafitului. Topituri cu aceeasi compozitie chimica, topite la temperaturi diferite pot avea o capacitate germinativa diferita, pentru ca la cresterea temperaturii de topire se poate produce topirea germenilor eterogeni. Capacitatea germinativa a topiturii se poate mari prin introducerea in mod voit, inainte de turnare, a unor elemente modificatoare.

Complexitatea pieselor turnate determina un regim termic neuniform si grafitizare neuniforma. Compozitia chimica a fontei trebuie aleasa pentru a realiza in zona subtire, cu viteza de racire maxima, structura perlitica, iar in zona groasa structura ferito-perlitica. In cazul cand zona groasa are structura perlitica, in cea subtire se obtine structura perlito-cementitica cu efect fragilizant.

Grafitul poate apare in fonta in stare solida si prin descompunerea cementitei, care este favorizata de mentineri indelungate la temperaturi ridicate, viteze lente de racire de la temperatura de incalzire, prezenta in compozitia chimica a fontei a elementelor grafitizante. Instabilitatea termica a cementitei este evidentiata de cresterea in volum a fontelor la incalziri repetate peste 400°C, maleabilizarea fontelor albe si tratamentele termice aplicate fontelor cenusii pentru modificarea microstructurii (natura masei metalice si cantitatea de grafit) si a proprietatilor.

2.9 Fonte modificate.

Asa cum s-a vazut in capitolul 3, grafitul cristalizeaza intr-o structura hexagonala stratificata, cu o slaba legatura intre planele bazale, ceea ce ii determina proprietatea de clivaj, rezistenta mecanica si duritatea foarte scazute.

Grafitul are o densitate redusa, ρ = 2,25g/cm³ fata de a fierului 7,87g/cm³, avand un volum specific mai mare. Are un coeficient de dilatare liniara 2 ^-6/˚C, mult mai mic decat al fierului (11,3.10^-6/˚C), ceea ce face ca formatiunile de grafit sa se desprinda cu usurinta de masa metalica.

Grafitul se poate considera o discontinuitate in masa metalica, care micsoreaza suprafata efectiva ce preia solicitarile mecanice. De aceea cantitatea de grafit din fonte se limiteaza la 6-10% de volum.

Varfurile ascutite al lamelelor de grafit introduc efectul de crestare, deoarece     concentreaza tensiuni mecanice de 10 pana la 50 de ori mai mari ca tensiunea medie in masa metalica. Efectul de crestare nu influenteaza rezistenta la compresiune a fontei, dar reduce drastic rezistenta la tractiune si ductilitatea fontei.

Efectul de crestare depinde de forma grafitului, fiind minim la fonta cu grafit nodular si maxim la fontele cenusii obisnuite cu grafit lamelar cu varfuri ascutite. Fontele cenusii obisnuite cu grafit lamelar cu varfuri ascutite au, in functie de natura masei metalice, rezistenta la tractiune Rm=100..250N/mm². Raportul intre rezistenta la tractiune a unei fonte cu grafit nodular si cea a unei fonte cenusii obisnuite este 2/1 pentru un continut de 3%C si de 4/1 pentru 4%C. Alungirea specifica la rupere, indicator de ductilitate, este la fontele cenusii obisnuite feritice sub 0 %, in timp ce la fontele cu grafit nodular feritice ajunge la 25-30%.

Pentru a imbunatati caracteristicile de rezistenta si ductilitate a fontelor cenusii se actioneaza pentru reducerea cantitatii de grafit, finisarea, distributia uniforma si compactizarea separarilor grafitice. Aceste obiective se pot realiza prin modificarea fontelor.

Modificarea este operatia de schimbare a conditiilor de germinare a grafitului la cristalizarea primara prin introducerea in fonta lichida a unei cantitati mici de elemente modificatoare, de maxim 2%de masa.

Dupa efectul realizat, elementele modificatoare se pot grupa in trei categorii:

I. modificatori cu efect germinativ pentru finisarea dendritelor primare de austenita si a coloniilor eutectice, cum sunt: SiC, C (grafit), Al, Ca, Ti, Zr, sau fero-siliciul, silico-calciul etc. Efectul germinativ se realizeza pe doua cai:

- prin cresterea activitatii carbonului in lichid, ca urmare a descompunerii carburilor instabile;

- prin germinarea eterogena a grafitului la formarea in topitura de oxizi (TiO₂, ZrO₂, CaO, Al₂O₃, SiO₂), nitruri (TiN, ZrN, AlN) si carburi (TiC, ZrC).

II. modificatori pentru stabilizarea structurii perlitice: elemente antigrafitizante ca Mn, Cr, Cu, Sn;

III. modificatori de compactizare a grafitului: Mg, Ce, Ca, Ba, Y.

Efectul de compactizare al grafitului, se explica prin mai multe teorii. Una dintre acestea are la baza actiunea elementelor modificatoare asupra directiei de crestere cristalografica a grafitului. In absenta acestor modificatori grafitul este lamelar, pentru ca in planul bazal viteza de crestere este maxima, iar cresterea dupa o directie perpendiculara este impiedecata de prezenta atomilor de oxigen si sulf adsorbiti la planul bazal. Magneziul si ceriul sunt elemente dezoxidante si desulfurante, care extrag oxigenul si sulful din stratul de adsorbtie, lasand posibilitatea dezvoltarii izotrope, radiale a grafitului.

O alta teorie are la baza dezagregarea lamelelor de grafit sub actiunea atomilor metalici dizolvati interstitial in reteaua grafitului. Desulfurarea intensa produsa de elementele modificatoare determina cresterea tensiunii superficiale si aglomerarea fragmentelor formate in mase sferice.

In functie de natura elementelor modificatoare inoculate in topitura, fontele modificate sunt de trei tipuri:

- fonte modificate cu grafit lamelar cu varfuri rotunjite. Se introduc modificatori din grupele I si II, care conduc la un grafit fin, uniform distribuit intr-o masa metalica perlitica. Sunt fonte de rezistenta mecanica marita, cu rezistenta la tractiune Rm = 300-400N/mm² si alungirea la rupere A = 0 -1%.

- fonte modificate cu grafit vermicular. Sunt folositi modificatori din cele trei grupe, dar efectul de compactizare este redus, astfel incat rezulta un grafit vermicular in masa feritica, ferito-perlitica sau perlitica. Rezistenta si ductilitatea sunt marite: Rm = 350-450N/mm²; A= 1-5%.

- fonte cu grafit nodular, care folosesc elemente modificatoare din grupa III, curent 0,02-0,1% Mg. Datorita efectului antigrafitizant al magneziului, care favorizeaza structura de fonta alba, este necesara o postmodificare a fontei cu ferosiliciu.

Grafitul nodular anuleaza efectul de crestare, ceea ce confera acestor fonte rezistenta si ductilitatea maxima.

Dupa rezistenta la tractiune si alungirea la rupere, fontele cu grafit nodular se pot grupa in sase clase:

fonte cu plasticitate foarte mare, Amin = 18 - 22%, cu structura complet feritica; sunt fonte tenace la temperaturi negative de -20 si -40˚C;

fonte cu plasticitate mare, Amin = 10 -15% si structura preponderant feritica (fig. 27a);

fonte cu plasticitate medie, Amin = 7% si rezistenta la tractiune mica, Rm min = 500N/mm² si structura ferito-perlitica (fig. 27b);

fonte cu rezistenta la tractiune medie, Rm min = 600N/mm² si structura -perlito-feritica;

fonte cu rezistenta la tractiune mare, Rm min = 700N/mm² si structura complet perlitica (fig. 27c);

fonte cu rezistenta foarte mare, Rm min = 800-1400 N/mm² si structura bainito-martensitica.

Utilizarile fontelor cenusii sunt determinate de proprietatile acestora: rezistenta la uzura (ghidajele batiurilor de la masini unelte, axe, roti dintate, cilindri de la motoare Diesel); rezistenta la coroziune si refractaritate (creuzete de topire a metalelor, tevi de esapament la camioane); capacitate de amortizare a vibratiilor (placi de sprijin a fundatiilor, batiuri); rezistenta la soc termic (lingotiere); tenacitate (volanti, batiurile motoarelor Diesel); compactitate si rezistenta la coroziune (cilindri la compresoare si pompe, organe de masini ce lucreaza la presiuni mari); compactitate (blocul motor la tractoare, automobile, tamburi de frana, discuri de ambreiaj, chiulasa motoarelor Diesel).

Fontele cu grafit nodular se recomanda pentru piese de inalta rezistenta la uzura (arbori cotiti pentru motoare de automobile si motoare Diesel, segmenti de piston, piese pentru turbine, roti dintate, saboti de frana, cilindri de laminor semiduri); piese care care necesita refractaritate (lingotiere), rezistenta la coroziune (armaturi, conducte de apa subterana, tubulatura pentru canalizari) si rezistenta mecanica (utilaje miniere, corpuri la compresor).

In tabelele 11, 12, 13 si 14 se prezinta marci de fonte cenusii obisnuite si modificate.

2.10 Fonte maleabile

Fontele maleabile se obtin din fonte albe hipoeutectice supuse tratamentului termic de recoacere de maleabilizare. Caracterul metastabil al cementitei determina descompunerea cementitei cu formarea grafitului de recoacere (sau in cuiburi), cu tendinta mare de compactizare.

Intr-o prima etapa, se toarna fonta pentru a obtine piesa cu structura de fonta alba. In cea de a doua etapa, piesa este supusa recoacerii de maleabilizare in scopul grafitizarii. Fonta trebuie sa aiba un continut redus de siliciu pentru a permite albirea fontei, dar suficient pentru grafitizarea ulterioara. Cantitatea de carbon trebuie sa fie scazuta pentru a se obtine o cantitate redusa de grafit. Piesele din fonta maleabila au grosimea peretilor 5-20mm, pentru a putea obtine la racirea rapida structura de fonta alba. In functie de procedeul de maleabilizare se pot obtine 2 tipuri de fonte maleabile (fig. 28):

1. Fonta maleabila cu inima alba (decarburata), care se obtine din fonta cu compozitia chimica: 2,8-3,4%C; 0,5-0,75%Si; 1,7S+0,15; <0,2% S; <0,15%P. Maleabilizarea are loc intr-un mediu oxidant. Incalzirea are loc la temperatura 980-1050˚C, pentru 80-100ore, urmata de o racire lenta de 5-10˚C/ora pana la 650˚C, apoi in aer. La temperatura de incalzire au loc doua procese:

descompunerea completa a cementitei in austenita si grafit de recoacere:

Fe₃C → A + G rec

oxidarea carbonului de la suprafata piesei:

C + O₂ → CO₂

C + CO₂ → 2 CO

Oxidarea carbonului creaza un gradient de concentratie al acestuia in austenita, care favorizeaza decarburarea, prin difuzia continua a carbonului catre suprafata, unde se elimina sub forma de CO sau CO₂. Racirea lenta ulterioara favorizeza descompunerea eutectoida a austenitei in ferita si grafit, dupa diagrama de echilibru fazic Fe-grafit:

A → F + G

Structura finala a fontei contine ferita sau ferita si perlita si o cantitate redusa de grafit de recoacere la miezul peretelui piesei. Proprietatile mecanice sunt de plasticitate ridicata si rezistenta redusa: Rm min. = 270-570N/mm², duritatea HBmax. = 230-250daN/mm², Amin = 3-12% si ajunge pana la 35% in cazul pieselor cu pereti subtiri decarburate complet. Este o fonta sudabila.

Aplicatiile fonte maleabile cu inima alba sunt limitate deoarece este un procedeu mai complicat, se preteaza mai putin la productia de serie, limiteaza grosimea peretilor pieselor, iar durata tratamentului de decarburare creste cu grosimea peretilor. Costul este ridicat. Se preteaza la piese mici si subtiri, dar tendinta este de a fi inlocuita de fonta maleabila cu miez negru sau aliaje sinterizate. Principalul avantaj al acestei fonte este sudabilitatea, datorata absentei grafitului in straturile superficiale. Se foloseste pentru piese mici de racord la montarea cadrelor de bicicleta, radiatoare pentru incalzire centrala etc.

2. Fonta maleabila cu inima neagra (nedecarburata) Piesele cu structura de fonta alba sunt incalzite la 870-950˚C intr-o atmosfera neutra, timp de 8 pana la 60 ore. In timpul mentinerii izoterme are loc descompunerea cementitei in austenita si grafit de recoacere, fara decarburare. Racirea este rapida pana la 760˚C, dupa care are loc o racire lenta cu 3-10˚C/ora in domeniul eutectoid pana la 710˚C in scopul feritizarii complete (curba 2). Racirea lenta este adesea inlocuita de o mentinere izoterma la 720˚C, numit al doilea palier de grafitizare (curba 2').

Compozitia chimica a fontei este putin diferita fata de fonta cu inima alba. Continutul de carbon este mai scazut 2,10-2,75%C, deoarece atmosfera neutra de la recoacere nu produce decarburare, iar proprietatile mecanice ale fontei cresc la scaderea cantitatii de grafit. Continutul de siliciu este mai ridicat, 0 -1,7%Si, pentru a compensa scaderea continutului de carbon, a asigura fluiditatea si capacitatea de grafitizare ulterioara. Adaosuri de bismut sau telur in oala de turnare suprima grafitizarea la turnare si asigura obtinerea fontei albe. Durata grafitizarii la 870-950˚C se poate reduce prin introducerea in oala de ferobor, astfel incat fonta sa contina 0,001-0,003%B. Adaosuri de 0 -0,05%Al creaza germeni de grafitizare si finisare a separarilor grafitice. Structura finala a fontei contine grafit de recoacere distribuit statistic intr-o masa feritica (fig. 29a). Caracteristicile mecanice ale fontei cu inima neagra feritice sunt: Rm min. = 300 - 350N/mm²; Amin. = 6 -10%; HB max.150 daN/mm².

Daca de la temperatura de incalzire se aplica o viteza de racire suficient de rapida, austenita se transforma conform sistemului Fe-Fe₃C in perlita. In practica din domeniul de stabilitate al austenitei piesele se racesc in aer. Structura finala contine perlita si o cantitate mai redusa de grafit. In piesele mai masive pot apare aureole de ferita in jurul cuiburilor de grafit (fig. 29b). Comparativ cu fonta maleabila feritica, fonta maleabila perlitica este mai rezistenta, mai dura, dar mai putin ductila si tenace: Rm min. = 450 - 800 N/mm²; Amin=6 -1%; HB = 150 - 320 daN/mm².

Fonta maleabila cu inima neagra feritica are o larga aplicatie in industria automobilului (cutia diferentialului, suportul fuzetelor, cutia de directie, pedala de frana, pedala de ambreiaj etc) si al masinilor agricole. Sunt piese cu forme complexe, rezistenta ridicata, cu suficienta tenacitate si ductilitate.

Fonta maleabila cu inima neagra perlitica, are rezistenta la rupere peste 450N/mm². Se foloseste pentru piese mai compacte, supuse la uzura abraziva cum sunt rotile si coroanele dintate, pinioanele. Marcile cu rezistenta la rupere 700-800N/mm² sunt tratate termic prin calire in ulei si revenire.

In tabelul 15 se prezinta marci de fonte maleabile.

2.11 Simbolizarea fontelor

Fontele rezistente la uzare abraziva sunt prevazute in SR EN 12513:2000 (tabel nr.10) . Sunt marci de fonta alba nealiata sau slab aliata; aliata cu nichel si crom; aliata cu continut ridicat de crom.

Fonta alba se simbolizeaza prin gruparea de litere EN-GJN, unde G indica piesa turnata, J- fonta; N-nu contine grafit (fonta alba), urmata de duritatea Vickers minim garantata.

Fontele nealiate sunt livrate in stare brut turnata fara tratament. Fontele cu 4%Cr-2%Ni se livreaza brut turnate sau cu tratament termic. Se supun recoacerii de detensionare la 250..300°C. Pentru rezistenta la socuri mecanice se supun recoacerii la 425475°C. Fontele cu 9%Cr-5% Ni se supun calirii de la 800850°C. Fontele cu continut ridicat de Cr se livreaza brut turnate sau cu tratamentul termic de calire de la 9001050°C si revenire la 200500°C.

Tabel nr. 10 Fonta rezistenta la uzare abraziva

Fontele cenusii cu grafit lamelar (obisnuite sau modificate) turnate in piese sunt prevazute in standardul SR EN 1561:1999 (tabel 11). Fontele cenusii cu grafit lamelar sunt caracterizate fie prin rezistenta la tractiune pe probe turnate separate sau atasate la piesa, fie prin duritatea Brinell pe suprafata piesei turnate.

Marcile de fonta cenusie se simbolizeaza prin gruparea de litere EN-GJL, (unde L-indica grafitul lamelar), urmata de rezistenta la tractiune minima garantata sau duritatea Brinell maxima admisa. De exemplu: EN-GJL- sau EN-GJL-HB 175 SR EN 1561:199

Proprietatile fontelor se coreleaza cu masa metalica, dimensiunile si forma grafitului. Fonta de rezistenta minima 100N/mm² are masa metalica feritica si separari

grosiere de grafit. Cresterea rezistentei minime peste 200N/mm² este asigurata de masa perlitica si separari fine de grafit. Rezistente peste 300N/mm² se obtin prin modificare. Rezistenta la tractiune si duritatea Brinell scad cu cresterea grosimii de perete a piesei care se toarna.

Fontele modificate cu grafit vermicular turnate in piese sunt prevazute in STAS 12443-86 (tabelul 12). Se simbolizeaza prin grupul de litere Fgv urmat de rezistenta la tractiune minima garantata. Exemplu: Fgv 300 STAS 12443-86.

Fontele cu grafit nodular (sferoidal) turnate in forme din amestec clasic sunt clasificate in SR EN 1563:1999 in functie de caracteristicile mecanice ale materialului, rezultate din incercarea de tractiune si incovoiere prin soc mecanic sau prin incercarea de duritate Brinell.

In tabelul 13 se prezinta clasificarea fontelor dupa caracteristicile mecanice rezultate din incercarea de tractiune si incovoiere prin soc mecanic. Simbolizarea fontelor este alcatuita din grupul de litere EN-GJS - rezistenta la tractiune minima, Rm, in N/mm² - alungirea specifica la rupere, A, in %. Daca se garanteaza energia de rupere prin soc mechanic, KV, atunci se adauga grupul de litere LT-la temperatura scazuta sau RT-la temperatura ambianta. Exemplu: EN-GJS-350-22-LT SR EN 1563:199 Daca caracteristicile mecanice se determina pe epruvete prelucrate din probe atasate, dupa valoarea alungirii la rupere se adauga litera U. Exemplu: EN-GJS-500-7U SR EN 1563:199

In tabelul 14 se prezinta marcile de fonta caracterizate prin incercarea de duritate. Simbolizarea contine in acest caz dupa grupul de litere EN-GJS-HB valoarea duritatii Brinell. Exemplu: EN-GJS-HB 130 SR EN 1563:199

In SR EN 1564:1999 (tabelul 15) se prezinta clasificarea fontelor cu grafit nodular bainitice de inalta rezistenta, in functie de de caracteristicile mecanice determinate pe epruvete prelevate din probe turnate separate.

Tabel nr. 11 Fonte cenusii cu grafit lamelar

Nota: Rm determinata pe probe turnate separate cu diametru 30mm, corespunzatoare pentru grosimea de perete 15mm

Tabel 12 Fonte cu grafit vermicular STAS 12443-86

Tabel 13 Fonte cu grafit nodular caracterizate prin incercarea de tractiune

Tabel 14 Fonte cu grafit nodular caracterizate prin incercarea de duritate Brinell

Tabel 15 Fonte cu grafit nodular bainitica

Fontele maleabile sunt clasificate in standardul SR EN 1562:1999 in functie de caracteristicile mecanice rezultate din incercarea de tractiune (tabelul 16). Se diferentiaza fonta maleabila cu inima alba (decarburata) si fonta maleabila cu inima neagra (nedecarburata).

Simbolizarea fontelor maleabile cu inima alba cuprinde grupul de litere EN-GJMW urmat de rezistenta la tractiune, Rm, minima in N/mm² si alungirea specifica la rupere, A, in %. De exemplu: EN-GJMW-350-4 SR EN 1562:199

Simbolizarea fontelor maleabile cu inima neagra cuprinde grupul de litere EN-GJMB. De exemplu: EN-GJMB-300-6 SR EN 1562:199

Tabel 16 Fonta maleabila cu inima alba (W), si inima neagra (B)

3 Rezumat si concluzii

Fierul este un metal tranzitional, care prezinta alotropie si transformari magnetice. Fierul tehnic pur este utilizat in special pentru proprietatile sale de material cu permeabilitate margnetica mare si pentru elaborarea otelurilor speciale (fierul Armco), in metalurgia pulberilor (fierul carbonil).

Aliajele Fe-C sunt cele mai utilizate aliaje din constructia de masini.

Carbonul exista in aliajele pe baza de fier sub trei forme: dizolvat in fier, legat chimic in cementita sau liber sub forma de grafit. In functie de starea carbonului, aliajele Fe-C cristalizeaza dupa doua diagrame de echilibru fazic:

sistemul metastabil Fe-Fe₃C, dupa care cristalizeaza otelurile (la viteze lente de racire) si fontele albe (la viteze rapide sau in prezenta elementelor antigrafitizante);

sistemul stabil Fe-grafit, dupa care cristalizeaza fontele cenusii (la viteze lente de racire sau in prezenta elementelor grafitizante).

Cunoasterea fazelor, constituentilor si a transformarilor structurale din aliajele Fe-C la diferite temperaturi prezinta o deosebita importanta, pentru ca permite evaluarea proprietatilor acestor aliaje, a posibilitatilor de prelucrare tehnologica cat si de modificare structurala si de proprietati, prin tratament termic.

Otelurile sunt aliajele Fe-C, care contin intre 0 -2,11%C. Sunt aliaje deformabile, datorita prezentei in structura a feritei la temperatura ambianta si a austenitei la temperaturi ridicate. Cu cresterea continutului de carbon, otelurile isi maresc rezistenta si duritatea, iar plasticitatea si tenacitatea scad.

In aliajele tehnice apar o serie de elemente insotitoare, care provin in urma reactiilor de dezoxidare (Si, Mn, Al), din imposibilitatea eliminarii lor totale la elaborare (P, S), din reactii cu faza gazoasa la elaborare sau turnare (O, N, H). Aceste elemente sunt in cantitate limitata, cu actiune cunoscuta. Pot provoaca o serie de defecte: S-fragilitate la cald, P-fragilitate la rece, H-fulgi, N-imbatranirea mecanica.

Fontele albe contin intre 2 -6,67%C, avand intreaga cantitate de carbon sub forma de cementita. Sunt aliaje de turnatorie, datorita prezentei eutecticului. Fontele albe sunt foarte dure, rezistente la uzazare abraziva, dar fragile si utilizare mai redusa.

Fontele cenusii contin carbonul partial sau in totalitate sub forma de grafit.

Grafitul provine fie direct din faza lichida si solida, fie prin descompunerea cementitei. Factorii care favorizeaza separarea grafitului din faza lichida sunt: compozitia chimica a fontei (elementele grafitizante Si, Cu, Al, Ni), viteza de racire lenta si capacitatea germinativa a topiturii. Descompunerea cementitei este favorizata de mentineri indelungate la temperaturi ridicate, viteze lente de racire de la temperatura de incalzire, prezenta elementelor grafitizante.

Fontele cenusii au proprietatile dependente de compozitia chimica, natura masei metalice, cantitatea, marimea, modul de distributie si forma grafitului. Sunt folosite fontele cenusii hipoeutectice, cu structura feritica, ferito-perlitica, perlitica, perlito-cementitica sau fonte fosforoase. Rezistenta maxima este data de masa metalica perlitica; duritatea de fontele fosforoase sau cele perlito-cementitice; capacitatea de amortizare a vibratiilor este maxima la fontele cenusii feritice.

Distributia grafitului lamelar poate fi uniforma, in rozete, neuniforma, interdendritica orientata sau neorientata. Rezistenta maxima este data de distributia uniforma a grafitului, iar rezistenta la soc termic de distributia interdendritica.

Prin procedeele de modificare si maleabilizare, forma grafitului se poate modifica de la forma lamelara cu varfuri ascutite specifica fontelor cenusii obisnuite, la cea lamelara cu varfuri rotunjite, vermiculara, nodulara sau de recoacere (in cuiburi).

Modificarea consta in schimbarea conditiilor de germinare primara a grafitului, prin introducerea in topitura a unor elemente modificatoare, in scopul finisarii si compactizarii grafitului sau pentru stabilizarea masei metalice perlitice de inalta rezistenta. Fontele modificate sunt cu grafitul lamelar cu varfuri rotunjite, vermicular sau nodular.

Maleabilizarea este un tratament termic de recoacere care se aplica pieselor cu structura de fonta alba pentru a se obtine grafitul de recoacere. Dupa procedeul de obtinere se disting fonte maleabile cu inima alba si cu inima neagra.

Rezistenta maxima corespunde fontelor cu grafit nodular si maleabile perlitice. Capacitatea de deformare plastica si tenacitatea sunt maxime la fontele cu grafit nodular feritice si la fontele maleabile cu inima alba sau inima neagraferitice.

In conditiile alinierii tarii noastre la standardele Uniunii Europene, o atentie deosebita trebuie acordata simbolizarii marcilor de otel si fonta.