capitolul 8_2

ŞTIINŢA MATERIALELOR

8.4. TRANSFORMAREA AUSTENITEI ÎN PERLITĂ

8.4.1. Condiţiile termodinamice ale transformării perlitice Transformarea austenitei la răcire este determinată de variaţia energiei libere cu

temperatura, în sensul că, la răcire sub Ar1 energia liberă a austenitei este mai mare decât aceea a amestecului eutectoid ferită-cementită.

Pentru determinarea cantitativă a variaţiei de energie liberă care însoţeşte transformarea austenitică, se foloseşte expresia :

în care ΔF este variaţia energiei libere în cal/g; T – temperatura la care are loc variaţia de energie, în K;T0 – temperatura de echilibru (1000 K);H – entalpia transformării, în cal/g.Valoarea ΔH calculată pentru transformarea austenită-perlită în oţelurile carbon

eutectoide este de 20,0 cal/g la 1000 K (727 oC) şi se determină prin experimentări practice.Adaosurile de mangan (1,85% Mn) sau molibden (0,51% Mo) micşorează valoarea ΔH

până la 18 cal/g, pe când adaosul de cobalt (1, 9% Co) o măreşte până la 23 cal/g. Variaţia cu temperatura a diferenţei de energie liberă la transformarea austenită-perlită este reprezentată în figura 8.28. După cum rezultă din această diagramă, cobaltul, element care micşorează distanţa interlamelară a perlitei şi măreşte astfel entalpia transformării, măreşte şi variaţia de energie liberă care însoţeşte transformarea. Manganul şi molibdenul, elemente care măresc distanţa intercristalină a perlitei micşorează entalpia transformării şi implicit variaţia de energie liberă care o însoţeşte.

Cu cât este mai mare variaţia de energie liberă ca urmare a influenţei elementelor de aliere sau a temperaturii de transformare, cu atât va fi mai mică distanţa interlamelară a perlitei, adică cu atât mai mare va fi numărul de interfeţe ferită-cementită care se vor forma în unitatea de volum de austenită transformată.

Considerând un volum de perlită caracterizat prin adâncimea w şi grosimea s0 care creşte cu distanţa dx, volumul transformat va fi:

,

iar masa acestuia va fi:

Energia liberă corespunzătoare acestui volum va fi:

,

în care: ΔHp este căldura latentă pe unitatea de masă; T0 - temperatura transformării eutectoide; T - temperatura considerată.Prin transformarea acestui volum de austenită se va forma un volum de perlită cu o

lamelă de ferită şi o lamelă de cementită, iar aria celor două interfeţe va fi de 2 dx. Considerând că energia liberă a unităţii de suprafaţă este σ, consumul de energie liberă necesară pentru formarea celor două interfeţe este 2 wdx.

Egalând variaţia energiei libere care însoţeşte transformarea cu energia liberă a celor două interfeţe, rezultă:

22

Fig. 8.28. Variaţia de energie libera a transformării austenită-perlită în funcţie de temperatură, la oţeluri eutectoide carbon şi aliate cu mangan, molibden şi cobalt.


unde: smin este distanţa interlamelară minimă la suprasaturaţie nulă, când variaţia de energie liberă se consumă integral pentru formarea suprafeţei de separare a fazelor.

8.4.2. Mecanismul transformării perlitice

Cunoaşterea mecanismului şi a condiţiilor de formare a perlitei reprezintă o deosebită importanţă teoretică şi practică pentru tratamentul termic al oţelurilor şi fontelor. Aprecierea călibilităţii, stabilirea condiţiilor practice de lucru ale celor mai importante tratamente termice (recoacerea şi călirea) sunt condiţionate de o cunoaştere completă a transformării perlitice. În prezent, se consideră că lămurirea celor mai importante probleme ale descompunerii austenitei în intervalul perlitic se datorează, mai ales, posibilităţilor de cercetare şi transformării în condiţiile menţinerii izoterme la diferite temperaturi.

Faza iniţiatoare a transformării, chiar de la conturarea primelor ipoteze asupra transformării perlitice, s-a considerat că rolul de fază iniţiatoare îl are cementita, fapt confirmat de o serie de cercetări experimentale. Astfel, s-a stabilit că relaţia de orientare a feritei din perlită cu austenita din care provine este deosebită de cea existentă între ferita proeutectoidă şi austenită sau cea dintre martensită şi austenită. Dacă faza iniţiatoare ar fi ferita, ar trebui ca orientarea feritei din perlită faţă de austenita din care provine să fie aceeaşi cu a feritei proeutectoide din oţelurile cu mai puţin de 0,77% C. Deoarece nu se constată o asemenea legătură de orientare, iar pe de altă parte s-a pus în evidenţă legătura directă dintre cementita din perlită şi cementita proeutectoidă, s-a ajuns la concluzia că faza iniţiatoare este cementită.

Numeroase idei şi argumente aduse în problema fazei iniţiatoare a transformării perlitice duc, se pare, la concluzia că acest rol poate reveni atât feritei cât şi cementitei. Formarea perlitei se produce atât în toată masa cristalelor de austenită, cât şi preferenţial, la marginea acestora. Formarea coloniilor şi a cristalelor de perlită trebuie examinate ca două procese distincte în cadrul mecanismului transformării perlitice.

Colonia de perlită, reprezintă un volum în care lamelele de ferită au aceeaşi direcţie. Lamelele de cementită au şi ele, de regulă, o singură orientare însă, uneori în aceeaşi colonie se pot întâlni şi două orientări diferite.

Teoria unanim acceptată în prezent consideră formarea perlitei ca pe un proces de germinare şi creştere frontală şi laterală a coloniei de perlită în masa de austenită, care poate fi prezentată schematic în figura 8.29.

Fig. 8.29 Reprezentare schematică a creşteri frontale (S) şi laterale (E) a coloniei de perlită

Fig. 8.30 Raportul dintre axele coloniei elipsoidale de perlită

23


Între viteza de creştere frontală (S) şi cea de creştere laterală (E) nu sunt diferenţe prea mari, astfel încât coloniile de perlită se prezintă în planul secţiunii metalografice sub formă de elipse cu axe de mărimi apropiate (fig. 8.30).

Ca germeni de cristalizare pot servi ferita proeutectoidă, marginile grăunţilor de austenită, incluziunile nemetalice şi particulele de carburi nedizolvate. Cristalizarea feritei sau cementitei din austenita subrăcită este un proces dirijat de aceeaşi factori care determină precipitarea unei faze din soluţia solidă. Lamelele de ferită şi cementită produse prin germinare şi creştere frontală se dezvoltă în continuare prin creştere laterală. Când germinarea perlitei se produce la marginea cristalelor de austenită, coloniile pot căpăta o mare varietate de forme.

O altă caracteristică a mecanismului formării coloniei de perlită este aceea că marginile grăunţilor de austenită nu limitează în mod obligatoriu creşterea coloniilor aşa cum ar fi de presupus având în vedere ipoteza potrivit căreia între orientarea lamelelor de ferită şi a grăuntelui de austenită există o anumită legătură.

Există cazuri care confirmă că creşterea coloniei de perlită se desfăşoară traversând marginile fostului grăunte de austenită, sau fostul grăunte austenitic este înglobat în suprafaţa coloniei de perlită care creşte şi în volumul grăuntelui vechi. Diferenţa de orientare dintre cei doi grăunţi de austenită vecini afectează orientarea lamelelor de cementită, fără însă a afecta orientarea feritei din perlită sau a limita dezvoltarea coloniei.

Se consideră, în general, că la temperaturi apropiate de cotul perlitic are loc o creştere „radială” a coloniilor de perlită, specifică formării trostitei, pe când la temperaturi apropiate de punctul A1, predomină orientarea paralelă a lamelelor de ferită şi cementită. S-a constatat însă că prin transformări la temperaturi situate în partea superioară a intervalului perlitic, Ar1, se poate produce atât orientarea radială cât şi paralelă.

Cristalul de perlită. Formarea şi creşterea cristalului de perlită se desfăşoară prin formarea şi creşterea coloniilor. Procesul de creştere a unei colonii încetează în momentul când vine în contact cu colonii aparţinând altui cristal de perlită sau când apare o nouă colonie datorită germinării unei lamele de cementită cu altă orientare (fig. 8.31). Această germinare poate fi determinată de curbarea lamelelor în timpul creşterii frontale şi laterale, de tensiuni, incluziuni sau gradiente de concentraţii. Un alt factor care determină în mod obişnuit creşterea unei colonii este marginea grăunţilor de austenită.

Fig. 8.31. Reprezentarea schematică a Fig. 8.32. Schema mecanismului de transformareproceselor de germinare şi creştere a a austenitei în perlităcoloniei de perlită

La temperaturi de transformare în apropierea cotului perlitic, germinarea se face exclusiv de la marginile cristalelor de austenită, iar perlita fină formată conturează granulaţia austenitică.

La temperaturi de transformare situate în apropierea punctului Ar1, se formează cristalele de perlită care cuprind mai multe cristale de austenită.

Numărul de n grăunţi de austenită care sunt cuprinşi intr-un cristal nodular de perlită este determinat de viteza Ns de germinare pe unitatea de suprafaţă de grăunte austenitic, de viteza G de creştere a cristalului de perlită şi de raza r a grăuntelui austenitic.

24


Cu scăderea temperaturii de transformare, numărul de nodule de perlită pe unitatea de volum creşte, astfel încât, pentru o anumită granulaţie austenitică, numărul grăunţilor de austenită cuprinşi într-un cristal nodular de perlită scade.

8.4.3. Cinetica transformării perlitice

Alura curbelor cinetice de transformare Feγ(C) → Feα(C) + Fe3C este determinată de

valoarea parametrilor transformării: viteza de germinare sau şi viteza de

creştere . Variaţia în timp a proporţiei de austenită transformată este dată de expresia:

unde: K şi b sunt coeficienţi care depind de temperatura menţinerii izoterme şi de forma (sferică sau paralelipipedică) a cristalelor de perlită formate.

La menţineri izoterme apropiate de A1 forma de perlită este sferică, valorile parametrilor Nv şi G pot fi considerate constante în timp şi germinarea se realizează cu aceeaşi probabilitate în orice punct din volumul austenitei.

Graficul funcţiei f() are forma din figura 8.33, foarte asemănător celui determinat experimental (fig. 8.34).

În funcţie de conţinutul de carbon şi gradul de omogenitate a austenitei, precum şi de alţi factori structurali, valorile Nv şi G pot varia cu timpul la aceeaşi temperatură de menţinere izotermă. O oarecare variaţie relativă a lui G are o influenţă mult mai mare asupra altei curbe în comparaţie cu aceeaşi valoare relativa a lui Nv. În mod practic, se constată, însă, că la transformările perlitice obişnuite viteza de germinare N este susceptibilă de variaţii mai mari decât viteza de creştere astfel încât viteza de germinare este parametrul principal al transformării.

Fig. 8.33. Curba calculată cu ajutorul expresiei f() Fig. 8.34. Curba cinetică de transformare pentru anumite valori N şi G izotermă a austenitei în perlită

La temperaturi mai mici de menţinere izotermă, situate în apropierea cotului perlitic, germinarea se produce în primul rând la marginile grăunţilor de austenită datorită faptului că acestea servesc drept suprafeţe preexistente, micşorându-se astfel lucrul mecanic necesar pentru formarea unui germene; la aceleaşi limite, solubilitatea carbonului fiind mai mare, probabilitatea de realizare a fluctuaţiei de concentraţie necesară apariţiei germenilor este şi ea mărită.

Valorile numerice ale parametrilor N şi G variază în funcţie de o serie de factori dintre care cei mai importanţi sunt: temperatura şi durata încălzirii pentru austentizare şi temperatura de menţinerii izoterme. Pentru o anumită temperatură de menţinere izotermă, valoarea parametrului N depinde de temperatura şi durata încălzirii pentru austentizare, care determină gradul de omogenitate şi granulaţia austenitei. Astfel, de exemplu, pentru temperatura de menţinere de 948 K (675 oC), durata de austentizare la 1123 K(850 oC) 1 min, 5 min, 30 min, provoacă micşorarea

25


lui Nv de la 208.103 la 40.103 şi respective 30.103 . În mod similar, creşterea temperaturii

şi a duratei încălzirii pentru austenitizare de la 1123 K la 1223 K, 1323 K şi 1423 K respective de la 850 oC la 950 oC, 1050 oC şi 1150 oC duce la micşorarea lui Nv de la 39.103 la 7.103 şi

respective 0,7.103 .

Scăderea valorilor lui Nv cu creşterea duratei încălzirii, care acţionează în sensul măririi gradului de omogenitate a austenitei, confirmă ipoteza că în aceste condiţii rolul predominant îl are germinarea în întreg volumul.

Dacă descompunerea austenitei formată în aceleaşi condiţii se face prin menţinerea la temperaturi situate în apropierea cotului perlitic, valorile Nv şi Ns se schimbă. Faptul ca Ns (868 K respectiv 595 oC) are valori aproximativ constante arată că, în aceste condiţii, în rolul preponderent îl are germinarea pe marginile grăunţilor şi germinarea în întreg volumul nu mai are rolul important.

Se poate presupune că în cazul menţinerii izoterme la temperaturi corespunzătoare cotului perlitic, valorile lui Ns şi Nv sunt constante ceea ce arată că la oţelurile carbon, creşterea temperaturii şi duratei de astenizare nu influenţează asupra adâncimii de pătrundere a călirii decât în măsura în care modifică granulaţia austenitică.

Exprimând viteza de germinare sub forma:

unde: k este un coeficient de proporţionalitate:ΔF0 - variaţia energiei libere sau lucrul mecanic necesar pentru formarea unui germene;

D - coeficientul de difuziune.Din relaţie rezultă că N creşte o dată cu scăderea lui ΔF0. Intr-adevăr, considerând că

pentru cristalul de perlită, de formă sferică cu raza r, expresia lui ΔF0 este:

unde: σ este tensiunea superficială corespunzătoare unităţii de suprafaţă de separare;ΔFv - variaţia energiei libere volumice.Primul termen este pozitiv şi proporţional cu r2 iar al doilea, negative şi proporţional cu

r3, astfel că trece printr-un maxim. Raza critică rcr la care un germene devine activ sau

stabil, corespunde punctului în care ; dacă r > rcr, germenele va creşte pentru

micşorarea energiei libere; dacă r < rcr, germenele trebuie să descrească pentru scăderea energiei libere.

Posibilitatea de stabilire prin calcul a parametrilor cineticii transformării austenitei în perlită reprezintă o mare importanţă practică, deoarece permite calculul celei mai importante caracteristici privind comportarea oţelurilor la tratamente termice: călibilitatea.

8.4.4. Structura constituenţilor de treaptă perlitică

Constituenţii care se formează prin descompunerea austenitei în intervalul perlitic poartă denumiri diferite după forma şi gradul de fineţe al lamelelor de cementită şi ferită: perlită globulară, perlită lamelară, perlită sorbitică (sorbită de călire), trostită. Dintre acestea, trostita se formează la temperaturi situate în apropierea cotului perlitic, în condiţii în care predomină germinarea pe marginile grăunţilor de austenită; se nasc colonii sub forma unor rozete care înconjoară grăunţii de austenită şi, apoi ocupă întreg volumul acestora.

26


Atât proprietăţile mecanice cât şi comportarea la austenitizare a perlitei sunt determinate de gradul de dispersie, definit prin suma S0 a grosimii unei lamele de ferită şi a uneia de cementită.

Valoarea lui S0 poate fi exprimată prin următoarea relaţie:

în care: S0 este distanţa interlamelară, în Å; ΔT - diferenţa între A1 şi temperatura de transformare, în oC.Cercetările experimentale, au arătat că din austenita formată prin încălzire la temperaturi

cu puţin mai mari decât ale punctului A1, se formează, prin descompunerea izotermă la grade mici de subrăcire, perlita globulară, iar din austenita formată prin încălzire la temperaturi cu mult mai mari decât ale punctului A1, se formează, prin descompunere izotermă la aceleaşi grade mici de subrăcire, perlita lamelară.

Influenţa temperaturii de austenitizare asupra formei constituenţilor perlitei formaţi se explică prin creşterea gradului de omogenitate a austenitei. Particulele de carburi rămase nedizolvate datorită temperaturii mici de austenitizare 1053 K (780 oC), constituie germeni de cristalizare a structurii de perlită globulară; în acest caz fluctuaţiile de concentraţie au un rol secundar. În austenita cu grad înalt de omogenitate, formată prin încălzire la temperaturi înalte 1173-1273 K (900-1000 oC), rolul de germeni de cristalizare al eventualelor particole de carburi rămase nedizolvate devine secundar, formarea simultană a celor două faze (ferită şi carbură) fiind reglată de fluctuaţiile de concentraţie, care acţionează în sensul formării de perlită lamelară.

8.5. TRANSFORMAREA AUSTENITEI ÎN BAINITĂ

Procesele de difuziune, în general, sunt puternic influenţate de scăderea temperaturii. Ţinând seama de faptul că coeficienţii de difuziune a carbonului şi a unor elemente de aliere în austenită sunt mai mari decât coeficienţii de autodifuzie a fierului pentru aceeaşi temperatură, o dată cu scăderea temperaturii de menţinere izotermă, transformarea austenitei se va produce după un mecanism şi o cinetică parţial sau total diferite de cele corespunzătoare transformării perlitice.

Sub 723-773 K (450-500 oC) şi peste 473-523 K (200-250 oC) are loc aşa numita transformare bainitică a austenitei, diferită de descompunerea perlitică şi de transformarea martensitică, deşi conţine multe elemente caracteristice pentru fiecare dintre acestea. Datorită acestui lucru, transformarea bainitică este mai completă decât cea perlitică sau martensitică.

Deoarece transformarea bainitică se amplasează între transformările perlitică şi cea martensitică şi ocupă un interval relativ îngust pe scara temperaturii, adesea transformările perlitică şi martensitică se suprapun peste transformarea bainitică, decurg odată cu ea şi, prin acestea, îngreunează obţinerea unei imagini clare asupra naturii transformării bainitice.

Bainita, care este un produs de descompunere prin difuzie a austenitei, este formată dintr-un amestec de ferită şi carburi, spre deosebire de ferita perlitei, ferita bainitei conţine mai mult carbon decât proporţia indicată de linia PQ din diagrama fier-carbon, adică este o soluţie solidă suprasaturată de carbon în fier , deşi suprasaturarea este mică. Conţinutul de carbon în ferita bainitei este cu atât mai mic, cu cât temperatura de formare este mai înaltă şi aproximativ la fel de mare cu cea din soluţia solidă a oţelului revenit, când temperatura de revenire a martensitei şi temperatura de formare a bainitei sunt identice.

8.5.1. Termodinamica transformării

Forţa motrice a transformării austenitei la treapta intermediară (bainitică) este aceeaşi ca în cazul transformării la treapta perlitică şi anume faptul că produsele descompunerii (ferita şi carburile) posedă o energie liberă mai mică decât austenita.

27


Temperatura la care diferenţele de energie liberă sunt zero (ΔF = 0) reprezintă limita superioară a intervalului de temperatură în care se produce transformarea bainitică. În figura 8.35 este reprezentată, în funcţie de temperatură şi conţinutul de carbon, curba ΔF=0, precum şi curba începutului transformării martensitice Ms, respective limita inferioară de temperaturii la care se mai poate produce transformarea bainitică.

Calculele numerice arată că temperatura Bs (limita superioară a transformării bainitice) este mai joasă decât temperatura la care, pentru un anumit oţel, ΔF = 0. Valorile celor două temperaturi devin egale dacă se consideră că oţelul conţine aproximativ 0,4% mai mult carbon decât în realitate, ceea ce arată tocmai faptul că în timpul transformării, la marginea cristalelor de ferită în creştere, se produce absorbţia carbonului. Pentru consideraţii privind mecanismul transformării, curba ΔF = 0 poate fi socotită, cu suficientă aproximaţie, identică cu curba Bs.

8.5.2. Mecanismul transformării

La baza mecanismului transformării bainitice, stă ipoteza despre posibilitatea desfăşurării proceselor de redistribuire prin difuzie a carbonului şi despre imposibilitatea desfăşurării proceselor de redistribuire prin autodifuzie a atomilor de fier în austenită.

Deoarece transformarea bainitică are loc sub 723 K(450 oC), la temperatura la care nu are loc difuziunea fierului şi a elementelor de aliere, dar la care carbonul mai difuzează, în urma descompunerii austenitei după reacţia bainitică Feγ → Feα(C) + Fe3C, carbura va fi în oţelul respectiv. În oţelurile aliate, compoziţia carburii din bainită, în privinţa conţinutului de elemente de aliere, este aceeaşi ca şi compoziţia austenitei, ceea ce confirmă, de asemenea, lipsa de difuziune a atomilor metalici la transformarea bainitică. Difuziunea atomilor de carbon nu numai că duce la formarea carburii de fier, dar condiţionează şi caracterul special al formării propriu-zisă.

Înainte de descompunerea propriu-zisă, în austenita subrăcită are loc o nouă repartizare prin difuziune a carbonului, în urma căreia se formează porţiuni de austenită mai bogate sau mai sărace în carbon în comparaţie cu concentraţia iniţială. Transformările următoare pot fi considerate ca transformări a două austenite, cu concentraţii de carbon diferite.

Formarea unor neomogenităţi de concentraţie şi ca urmare, apariţia unor tensiuni locale, duce la deformaţie plastică locală în părţile în care structura are rezistenţa cea mai mică, adică în austenita în care are loc precipitarea.

Alunecările plastice care au loc la transformarea bainitică se constată prin cercetări la microscopul electronic.

Trecerea γ → α, în transformarea bainitică, după tipul martensitic, reprezintă probabil o particularitate caracteristică a acestei transformări şi este confirmată de faptul că formarea bainitei este însoţită de apariţia unui relief pe proba şlefuită.

În cazul porţiunilor de austenită îmbogăţite în carbon, în funcţie de temperatură şi mai ales de compoziţia oţelului, aceste porţiuni pot rămâne netrasformate (sau se

transformă în martensită la răcire). În consecinţă, mecanismul de transformare bainitică poate fi reprezentat în ordinea următoare (fig. 8.36):

28

Fig. 8.35 Dependenţa de conţinutul de carbon a curbelor ΔF = 0, Bs şi Ms pentru oţel cu 3%Cr

Fig. 8.36. Schema formării bainitei în oţeluri hipoeutectoide


- repartizarea din nou, prin difuziune, a carbonului şi formarea unor porţiuni de austenită cu concentraţie diferită;

- apariţia, ca urmare a acestui fenomen, a unui câmp de tensiuni şi a unor alunecări plastice în porţiunea cu rezistenţa cea mai mică, ceea ce provoacă transformarea γ→α după tipul martensitic;

- totodată, în porţiunile γ netransformate şi în porţiunile α transformate, are loc precipitarea carburilor însă în primele porţiuni γ mai încet decât în celelalte α.

Microstructura bainitei diferă de structura produselor de descompunere a austenitei la temperatură înaltă, adică de perlită. De asemenea, bainita formată la temperaturi mai înalte diferă destul de mult de bainită formată la temperaturi mai joase, de unde şi denumirea de bainită superioară şi inferioară.

Bainita superioară, care se formează la temperaturi de aproximativ 673 K (400 oC), are aspect de „paie tocate” sau de „pene”. Creşterea lamelelor de bainită superioară începe de preferinţă de la suprafeţele de separare ale grăunţilor de austenită. Bainita inferioară, ca şi martensita, are o structură lamelară (aciculară) şi metalografic este greu să se deosebească bainita inferioară de martensita de revenire. Dimpotrivă, bainita superioară

se deosebeşte bine atât de martensită cât şi de trostită.În comparaţie cu structura coloniilor de perlită, lamelele de cementită şi de ferită din

bainită sunt mai scurte, grosimea şi lungimea lor micşorându-se pe măsura coborârii temperaturii de transformare (fig. 8.37).

8.5.3. Cinetica transformării

O deosebire atât de mare între mecanismul de transformare şi cel de descompunere perlitică creează şi o serie de deosebiri importante în cinetica de transformare. Ca şi la descompunerea perlitică, şi la descompunerea bainitică transformarea începe după o perioadă de

incubaţie; totuşi, curba cinetică are, în majoritatea cazurilor, altă formă (fig. 8.38).

Viteza maximă de transformare se constată la începutul sau în etapele iniţiale ale transformării, ca de exemplu în cazul unei cantităţi de 20% bainită formată, iar pe măsura înaintării transformării viteza se micşorează, în timp ce la transformarea perlitică viteza maximă de transformare corespunde momentului în care s-a format aproximativ 50% din fazele noi.

În afară de aceasta, transformarea nu se desfăşoară până la capăt. Încetarea transformării se constată, în multe cazuri, la o anumită cantitate de austenită

netransformată. În forma ei generală, curba cinetică de transformare bainitică este reprezentată în figura 8.38. Gradul de transformare este determinat mai ales de temperatură. Cu cât temperatura de transformare este mai înaltă, cu atât se poate forma o cantitate mai mică de bainită, deci o cantitate de austenită netransformată mai mare (fig. 8.39).

29

Fig. 8.37. Mecanismul formării bainiteia – bainita superioară; b – bainita inferioară; I – direcţia creşterii frontale; II – direcţia creşterii laterale

Fig. 8.38. Curba cinetică a transformării bainitice


Cauza unei astfel de autofrânări a procesului trebuie legată de particularităţile mecanismului de transformare.

Austenita rămasă după terminarea transformării bainitice şi care poate ajunge la o proporţie foarte mare (până la 80%, în cazul transformării în zona superioară a intervalului bainitic), se transformă fie la menţinerea în continuare, fie în timpul răcirii până la temperatura obişnuită .

Austenita rămasă după transformarea bainitică, se poate

transforma şi la răcirea de la temperatura izotermă până la temperatura obişnuită, formând însă, în acest caz, martensita. În majoritatea cazurilor există variaţii ale transformării ca în figura 8.40.

În cazul transformării în zona superioară a temperaturii t1 a transformării bainitice, se formează o cantitate mică de bainită, dar la răcire ulterioară austenita reziduală se transformă în martensită, în proporţie mare.

În cazul transformării în zona inferioară a intervalului bainitic, la temperatura t2 se formează o cantitate mult mai mare de bainită,iar austenita reziduală este transformată în mai mică măsură în martensită; totuşi,din cauza descompunerii bainitice mai intense, austenita rămâne, în total în cantitate mai mică . În funcţie de compoziţia oţelului, bainita rămasă se poate deosebi mai mult în privinţa capacităţii de a se transforma în martensită. În cazul oţelurilor carbon şi a oţelurilor slab aliate cu conţinut mic de carbon, austenita rămasă după transformarea bainitică (la o menţinere insuficientă pentru apariţia descompunerii perlitice) se transformă aproape în întregime în martensită la răcirea ulterioară.

Dimpotrivă, pentru oţelurile aliate, cu conţinut mare de carbon, este caracteristic faptul că austenita rămasă după transformarea bainitică este stabilă şi are o tendinţă redusă sau, în general, nu are

tendinţă de a se transforma în martensită la răcire.

Aşadar, schemele b şi c din figura 8.40 ar reprezenta două cazuri extreme de comportare a austenitei după transformarea bainitică, la răcirea oţelului până la temperatura obişnuită după terminarea transformării, iar schema a, cazul tipic mediu. De altfel, starea austenitei după schema b (cu tendinţă de transformare în martensită la răcire), poate fi adusă la starea după schema c (fără tendinţă de transformare), dacă după terminarea transformării se continuă menţinere.

Se poate spune că cinetica descrisă a transformării bainitice nu este generală pentru toate oţelurile. În special caracteristicile principale ale transformării bainitice – caracterul incomplet de transformare, dependenţa acestuia de temperatură, se pare că nu apar la oţelurile carbon.

30

Fig. 8.39. Gradul de descompunere al austenitei la transformarea bainitică în funcţie de temperatură.

Fig. 8.40. Schemele de transformare a austenitei în intervalul bainitic şi la răcirea ulterioară. Coloanele din dreapta indică raportul componenţilor structurali:A – austenită; M – martensită; Bs – bainită superioară; Bi – bainită inferioară.


La oţelurile nealiate cu conţinut mediu de carbon, transformarea se produce complet la toate temperaturile, sfârşitul transformării având loc cu epuizarea austenitei supuse transformării.

Dacă la transformarea perlitică, tensiunile nu influenţează viteza de descompunere şi în general, acestea nu sunt necesare pentru realizarea transformării, cu totul alta este situaţia în cazul transformării bainitice. Tensiunile favorizează descompunerea în cazul transformării bainitice, adică prin aplicarea unor tensiuni din exterior transformarea se produce mai repede, iar în cazul oţelurilor aliate şi mai complet, asigurând o descompunere mai completă a austenitei, de unde rezultă necesitatea aplicării tratamentelor termomecanice în cazul laminării oţelurilor pentru îmbunătăţirea caracteristicilor mecanice şi de rezistenţă. Reacţia bainitică diferă de cea perlitică prin influenţa exercitată asupra ei de mărimea grăuntelui de austenită. Dacă pentru reacţia perlitică, după cum s-a arătat, mărimea grăuntelui duce la micşorarea vitezei de descompunere, pentru transformarea bainitică este caracteristică o regulă inversă.

8.6. TRANSFORMAREA AUSTENITEI ÎN MARTENSITĂ

Dintre tipurile de transformare în stare solidă care se produc în metale şi aliaje, transformarea martensitică prezintă cea mai mare însemnătate teoretică şi practică. Importanţa ei este determinată, pe de o parte, de caracterul specific al mecanismului şi cineticii transformării, iar pe de altă parte, de faptul că stă la baza călirii, cel mai important tratament termic care se aplică oţelurilor.

Transformarea de tip martensitic este transformarea soluţiei solide austenita, în soluţie solidă suprasaturată de C în Fe.

Fe γ(C) → Fe(C)0,77% ≈ 0,77% C

Transformarea are loc la grade mari de subrăcire sau la viteze mari de răcire, fără difuzie, fazele au aceeaşi compoziţie, are loc doar o reordonare a reţelei şi concentraţia nu variază.

8.6.1. Termodinamice transformării

Forţa motrice care stă la baza transformării martensitice este tendinţa sistemului către o stare cu energie liberă mai mică.

Referindu-ne la diagrama din figura 8.41 şi având în vedere că pentru producerea transformării de fază este necesar să existe o diferenţă de energie liberă diferită de zero, rezultă că transformarea martensitică ar trebui să devină posibilă la temperaturi imediat inferioare punctului T0. În realitate, transformarea martensitică se produce la temperaturi marcate de linia MS care sunt cu aproximativ 473 K (200 oC) mai mici.

Fig. 8.41. Reprezentarea grafică a dependenţei de Fig. 8.42. Dependenţa de conţinutul deTemperatură a energiilor libere ale martensitei şi carbon a poziţiei punctelor T1, T2, Ms şi Mf

Austenitei şi a poziţiei punctelor T0 şi Ms

31


Dependenţa temperaturii punctelor Ms şi T0 de conţinutul de carbon este reprezentată în figura 8.42 de două curbe paralele, ceea ce înseamnă că începutul transformării austenitei în martensită, pentru orice oţel, se face la subrăcire de aproximativ 473 K (200 oC) în raport cu T0, diferenţa ΔFAM între energiile libere ale austenitei şi martensitei fiind în acest caz de 350 cal/atomgram; practic, această diferenţă nu depinde de conţinutul de carbon, ci corespunde energiei libere care se degajă la temperatura punctului Ms .

Din punct de vedere termodinamic, între o transformare de fază propriu-zisă, cu difuzie (de exemplu transformarea perlitică), şi transformarea martensitică este o diferenţă sensibilă a cărei existenţă a fost folosită ca argument în contra posibilităţii de aplicare a termodinamicii la transformările fără difuzie.

Pentru efectuarea lucrului mecanic la transformarea martensitică se cheltuieşte o anumită cantitate de energie Ee, care este compusă din cel puţin trei părţi componente:

Ee= Ev+ Es+ Ec,în care: Ev – energia necesară pentru efectuarea lucrului mecanic la deformaţie;

Es – energia cheltuită pentru formarea de noi suprafeţe de separaţie;Ec – energia necesară pentru deformarea plastică a austenitei.

La temperatura Ms, Ec are valoarea aproximativă de 350 cal/atgr. Comparând valoarea ΔFAM = 350 cal/at.gr.; şi valoarea Ec = 50 cal/at.gr., necesară pentru efectuarea lucrului mecanic al transformării, devine inexplicabil de ce transformarea nu se produce la o oarecare temperatură superioară lui Ms, la care ΔFAM atinge valoarea necesară pentru efectuarea lucrului mecanic al transformării. Pentru a răspunde la această întrebare, s-a emis ipoteza potrivit căreia pentru transformarea unui cristal de martensită este necesar să se depăşească o barieră de energie. S-a stabilit experimental că prin deformarea plastică prealabilă a austenitei, transformarea martensitică se produce la temperaturi mai mari decât Ms (dar mai mici decât T0).

Acţiunile din exterior, între care şi deformarea plastică, pot provoca formarea martensitei numai în intervalul de temperaturi în care reţeaua acesteia este mai stabilă decât a austenitei, adică sub T0. Aşadar, cauza care provoacă transformarea austenită-martensită este stabilitatea mai mare a reţelei martensitice în comparaţie cu reţeaua austenitei, sub o anumită temperatură, forţa motrice a transformării este diferenţiată de energiile libere ale austenitei şi martensitei.

8.6.2. Mecanismul transformării martensitice

Asupra formării martensitei s-au emis multe teorii şi anume:- teoria termică - susţine că transformarea constă din formarea şi creşterea cristalelor,

conform legilor germinării şi precipitării, factorul important fiind diferenţa dintre energiile libere şi oscilaţiile termice;

- teoria tensiunilor - susţine că formarea martensitei este rezultatul deformării elastice cu viteza sunetului în reţeaua de austenită şi creşterea cristalelor nu este influenţată de agitaţia termică;

- teoria termodinamică sau mixtă - susţine că datorită răcirii puternice apar tensiuni locale de valori mari, care favorizează deplasarea atomilor pentru a ocupa noi poziţii în reţeaua cristalină, apărând aşa numiţii germeni ai tensiunii. Când aceşti germeni ating valoarea critică, se transformă în germeni de martensită, fie în urma variaţiilor de volum (VM>>VA), la scăderea temperaturii, fie izoterm, în urma unor oscilaţii termice. Se emite astfel ipoteza că apariţia germenului de martensită este o consecinţă a stării de tensiuni, iar dezvoltarea lui este favorizată şi de oscilaţiile termice.Se pare că teoria termodinamică sau mixtă are mai multe şanse de a fii acceptată, dat

fiind faptul că este susţinută de unele confirmări experimentale.În cazul transformării, fără difuziune, aşa are loc trecerea de la austenită la martensită,

atomii din reţeaua austenitei se deplasează pe distanţe mai mici decât cele interatomice şi ocupă poziţii corespunzătoare sistemului cristalin al noii faze martensita. Fiecare atom se deplasează datorită stării de tensiuni ce s-a creat şi viteza sa este comparabilă cu a unei unde elastice,

32


formându-se noua fază care ocupă un spaţiu diferit de cea din care provine. Datorită volumului mai mare al fazei noi, comparativ cu al celei din care provine, apar tensiuni care se opun deplasării altor atomi şi transformarea rămâne staţionară. O nouă coborâre a temperaturii, provoacă oscilaţii termice şi transformarea se poate continua, fără a fi posibilă desăvârşirea ei.

Germenul de martensită apare pe un suport existent, considerat drept plan de alunecare în austenită. La răcirea austenitei în domeniul temperaturilor unde încetează în cea mai mare parte difuzia, datorită stării tensionate, se formează macle şi plane atomice în raport altele şi ca urmare atomii capătă o energie suplimentară, ies din nodurile reţelei γ şi ocupă o nouă poziţie caracteristică pentru reţeaua . Această alunecare se face de preferinţă după direcţia cristalografică [101], planul cristalografic al austenitei (111) devine paralele cu planul (011) al feritei (fig. 8.43).

Se face o rotire după direcţia [101] şi reordonarea atomilor după reţeaua Fe. Reţeaua cristalină Fe este distorsionată, devine din cubică centrată o reţea tetragonală, datorită prezenţei atomilor de carbon pe una din feţele cubului.

Distanţa interatomică AB este aproximativ aceeaşi, adică DA≈DM. Din măsurători rezultă că DM este numai cu 2% mai mare decât DA.

Ca urmare a inserării carbonului în reţeaua cristalină a Fe, se modifică valorile constantei reticulare şi raportul

c/a > 1. Gradul de tetragonalitate c/a creşte în funcţie de conţinutul de carbon (fig. 8.43).Se consideră că planul de alunecare format reprezintă germenele pe care se produce

transformarea. Creşterea lamelelor de martensita se face pe ambele părţi ale planului de alunecare şi continuă până ating o anumită grosime şi lungime. Viteza de creştere a lamelei de martensită este foarte mare (durata fiind sub 0,002 secunde), fapt ce se datorează energiei mari ce s-a imprimat atomilor la alunecarea plastică din interiorul grăunţilor de austenită.

Continuându-se subrăcirea, apar noi plane de alunecare, noi lamele de martensită, până se epuizează majoritatea planelor de alunecare ale grăuntelui de austenită (fig. 8.45).

Microstructura oţelului răcit brusc este formată din martensită şi austenită reziduală.

8.6.3. Cinetica transformării martensitice

Curbele cinetice ale transformării martensitice la răcirea continuă a austenitei din figurile 8.46 şi 8.47 indică următoarele particularităţi ale acesteia :- transformarea austenitei în martensită nu se produce complet; în funcţie de compoziţia

chimică a austenitei şi de alţi factori, rămâne netransformată o anumită proporţie de austenită (austenita reziduală);

33

Fig. 8.43. Formarea celulei elementare a martensitei datorită alunecării planelor cristalografice din austenită

Fig. 8.44. Constantele reticulare ale Fig. 8.45. Schema mecanismului de formareaustenitei şi martensitei a martensitei


- transformarea începe la o temperatură Ms, dependentă de conţinutul de carbon şi elemente de aliere, şi încetează la temperatura Mf, de asemenea, funcţie de conţinutul de carbon şi elementele de aliere.

Fig. 8.46. Curbele cinetice ale transformării Fig. 8.47. Curba cinetică a transformăriimartensitice la răcirea continuă a austenitei austenitei în martensită

Dacă răcirea încetează, temperatura rămânând constantă, procesul de formare de noi cristale de martensită nu încetează brusc; prin menţinerea izotermă se mai poate forma suplimentar o oarecare proporţie de martensită.

Formarea de martensită în condiţii de menţinere izotermă se produce în oţelurile care au punctul Ms la temperaturi scăzute. În unele cazuri (de exemplu la aliajele fier-nichel-mangan cu cca. 23% Ni şi 3-4% Mn), prin răcire bruscă, până la 473 K(200 oC) se împiedică începerea transformării martensitice, însă prin menţinere izotermă la temperaturi mai apropiate de 0 oC (273 K) se formează martensita. Această transformare austenită-martensită nu este completă şi se

produce cu viteze care variază cu temperatura. Curba de variaţie cu temperatura a vitezei de transformare martensitică VM prezintă un maxim (fig. 8.48).

Cum însă viteza de creştere a cristalelor de martensită este determinată de viteza de alunecare şi nu depinde de temperatură, viteza sumară de transformare va fii determinată de viteza de germinare a cristalelor de martensită.

Cu creşterea diferenţei de energie liberă ΔFAM, adică cu scăderea temperaturii, viteza de transformare creşte. Această creştere nu este continuă, ci la temperaturi mai mici decât T1 se produce o micşorare a vitezei de transformare care ajunge la o valoare egală cu zero pentru T > 0 K. Acest mod de variaţie a vitezei de transformare este complicat prin existenţa unei diferenţe de energie

liberă ΔFAM care este o condiţie necesară dar nu şi suficientă şi prin probabilitatea p cu care se realizează, sub acţiunea fluctuaţiilor termice, alunecările necesare pentru germinarea cristalelor de martensită. Valoarea lui p, este dată de relaţia:

,

în care : - energia de alunecare; T - temperatura absolută; K - constanta gazelor; Vcr

- volumul critic; σc – tensiunea critică de alunecare; G –modulul de alunecare; c – constantă. Cu scăderea temperaturii scade şi probabilitatea de formare a fluctuaţiilor de energie sub a căror acţiune se produce alunecarea necesară formării cristalelor de martensită.

34

Fig. 8.48. Dependenţa de temperatură a vitezei de transformare martensitică


Variaţia în sens opus cu temperatura a mărimilor ΔFAM şi p explică forma curbei de variaţie a vitezei globale de transformare a austenitei în martensită (fig. 8.49).

Curbele de variaţie cu temperatura a diferenţei ΔFAM, dintre energiile libere a austenitei şi martensitei, diferă în funcţie de conţinutul de carbon; curba de variaţie a lui p nu depinde de conţinutul de carbon, iar curba de variaţie Eal nu depinde nici de conţinutul de carbon şi nici de temperatură (fig. 8.50).

Ca urmare, cu cât conţinutul de carbon este mai mare, viteza de transformare austenită - martensită va înregistra maxime cu valori mai mici

şi la temperaturi mai scăzute; de asemenea, temperatura la care transformarea încetează (VM=0), corespunzătoare punctului Mf, scade o dată cu creşterea conţinutului de carbon. Dacă ΔFAM<Eal

nu se produce transformarea martensitică, austenita rămâne până la temperatura ambiantă netransformată (cazul oţelului notat cu 4 în figura 8.50, adică un oţel cu 1, 2% C şi 12% Mn).

Deformarea plastică influenţează diferit, atât calitativ cât şi cantitativ, în funcţie de temperatură şi gradul de deformare, precum şi de temperatura punctelor T0 şi Ms al oţelului respectiv. Astfel, prin deformarea plastică aplicată austenitei după întreruperea răcirii şi transformării sub punctul MS se formează o nouă cantitate de martensită care creşte cu gradul de deformare.

Experimental s-a constatat că prin deformare la temperaturi superioare punctului MS, se produc două tipuri de modificări structurale în austenită unele care favorizează transformarea şi altele care dimpotrivă o îngreunează. Primele modificări sunt mai instabile şi se înlătură în timpul menţinerii la temperatura ambiantă, iar celelalte prin încălzire la temperaturi superioare celei ambiante.

La un anumit grad de deformare, se produce mărunţirea cristalelor care cauzează blocarea dislocaţiilor şi în acest fel se explică îngreunarea transformării, adică micşorarea

vitezei de transformare după deformări cu grade mai mari decât o anumită valoare. Efecte similare în privinţa accelerării şi încetinirii transformării martensitice are iradierea cu neuroni.

8.6.4. Structura şi proprietăţile martensitei şi ale oţelului călit

Martensita, soluţie solidă suprasaturată de carbon în fierul , având reţea tetragonală centrată, cu grad de tetragonalitate variind cu conţinutul de carbon, are un aspect metalografic acicular, caracteristic. Din fiecare cristal de austenită se formează un număr foarte mare de cristale aciculare de martensită. Dimensiunile cristalelor de martensită variază între limitele 10-3 -10-4 cm şi depind de compoziţia chimică şi starea structurală a cristalelor de austenită. Cu cât acestea sunt mai omogene chimic şi cu mai puţine defecte structurale, cu atât mai mari sunt cristalele de martensită care se formează.

35

Fig. 8.49. Diagrama transformării martensită – austenită în condiţii izoterme

Fig. 8.50. Cauzele desfăşurării transformării martensitice în condiţii anizoterme (atermice) şi izoterme şi ale obţinerii de austenită în orice interval de temperatură.p – curba probabilităţii germinării prin alunecare, ca urmare a fluctuaţiilor termice; Eal – energia de alunecare pentru formarea germenelui martensitic; FAM – diferenţa dintre energiile libere ale austenitei şi martensitei; VM – viteze de transformare martensitică; 1, 2, 3, 4 – oţeluri de compoziţie diferită.


La grade mari de omogenitate chimică şi de imperfecţiune a reţelei austenitei, cristalele de martensită sunt foarte fine dând un aspect structural caracteristic, denumit uneori „ martensită fără structură”.

Gradul de tetragonalitate al reţelei de martensită nu depinde de temperatura de austenitizare şi nici de viteza de răcire dacă aceasta este cu mult mai mare decât viteza critică de călire.

Dacă încălzirea pentru austenitizare s-a făcut la o anumită temperatură între Ac1 şi Ac3, gradul de tetragonalitate nu depinde de conţinutul de carbon al oţelului, aceasta se explică prin faptul că, în aceste condiţii, conţinutul de carbon din austenită este determinat numai de temperatura de încălzire. Dacă înainte de răcire, structura oţelului este monofazică (austenita fără ferită sau carburi libere), iar viteza de răcire este mai mare decât cea critică, valoarea parametrilor reţelei de martensită formată şi a gradului de tetragonalitate depind numai de valoarea parametrului reţelei fierului şi de conţinutul de carbon din oţel, în procente.

Caracterul fără difuzie al transformării martensitice se reflectă în faptul că conţinutul de carbon al martensitei este egal cu al austenitei din care provine. Atomii de fier ocupă, statistic, aceleaşi poziţii pe care le-au ocupat în cristalul de austenită.

În oţelurile cu conţinut de carbon mai mic de 0,6% se produce o revenire parţială a martensitei datorită creşterii temperaturii punctului Ms şi creşterii vitezei de descompunere a martensitei cu temperatura. Cum cristalele de martensită se formează la temperaturi diferite în procesul răcirii continue, gradul lor de revenire şi implicit gradul lor de tetragonalitate este diferit.

Martensita pură, nedescompusă, se obţine prin călirea oţelurilor carbon cu conţinut mai mare de 0,6% C, sau a oţelurilor cu mai puţin de 0,6% C, dar care conţin elemente de aliere care coboară temperatura punctului martensitic Ms (fig. 8.51).

Fig. 8.51. poziţia punctelor Ms, Mf şi Mc (punctul la care se mai poate transforma austenita stabilizată):a – influenţa conţinutului de carbon; influenţa elementelor de aliere la 1 %C.

Întrucât viteza de descompunere a martensitei este mică la grade mici de suprasaturare cu carbon, se poate obţine martensită nedescompusă şi în oţeluri cu 0,1% C, cu toate că la această temperatura punctului Ms este relativ înaltă (773 K respectiv 500 oC).

Datorită mecanismului specific al transformării martensitice care implică alunecări elastice şi plastice, în oţelul călit la martensită se formează o structură microscopică şi submicroscopică caracterizată prin:

- numărul mare al lamelelor de martensită care se formează într-un cristal de austenită;- dimensiunile submicroscopice ale domeniilor de difuziune coerentă din interiorul acestor

lamele;- deformarea elastică, neuniformă a lamelelor;

36


- relaţia de orientare între austenita şi martensita formată, prin care granulaţia austenitică exercită un anumit rol în comportarea călit la diverse solicitări.Aceste modificări structurale influenţează comportarea oţelului călit la solicitări

mecanice în acelaşi mod ca şi deformarea plastică la rece (ecruisarea) care determină aceleaşi modificări structurale submicroscopice şi microscopice.

Prin călirea la martensită a feritei aliate şi nealiate, se produc modificări de proprietăţi care sunt, cantitativ şi calitativ similare celor care se produc prin deformarea la rece cu grade mari a aceloraşi materiale. Întrucât compoziţia chimică a fazei nu se schimbă prin deformarea plastică la rece şi prin transformarea martensitică, proprietăţile cristalelor în volume mici rămân neschimbate.

Modificările de proprietăţi datorate modificărilor structurale microscopice şi submicroscopice sunt puţin influenţate de conţinutul de carbon. Pe de altă parte, datorită mecanismului fără difuziune a transformării, structura cristalelor de martensită diferă sensibil de a constituenţilor de echilibru ai oţelului. Proprietăţile martensitei în volume mici se schimbă mult ca urmare a variaţiilor de compoziţie chimică, prezenţa atomilor de carbon în interstiţiile reţelei de fier măreşte rezistenţa la deformare a cristalelor de martensită. Asupra acestor modificări de structură şi proprietăţi, conţinutul de carbon are o influenţă esenţială.

Diferenţa sensibilă între proprietăţile pe care le au oţelurile cu diferite conţinuturi de carbon, în stare de recoacere (apropiată de echilibru) şi după călire, este rezultatul celor două grupe de modificări structurale pe care le determină transformarea martensitică.

8.6.5. Stabilizarea austenitei

Sub acţiune ecruisajului de fază provocat de transformarea martensitică, a ecruisajului mecanic provocat de o deformare plastică exterioară, iar în lipsa acestor acţiuni prin simpla menţinere izotermă a austenitei netransformată sau parţial transformată, poate apare fenomenul de stabilizare a austenitei; descompunerea ei se încetineşte în timp, ajungând ca o proporţie destul de însemnată de austenită să rămână nedescompusă. Fenomenul se manifestă în sensul că o austenită stabilizată se transformă mai greu în martensită şi la temperaturi mai joase decât

austenita proaspătă obţinuta recent prin călire. Ca urmare, creşte proporţia de austenită netransformată până la temperatura ambiantă (austenita reziduală) şi scade temperatura punctului Mf şi proporţia de martensită formată la această temperatură.

După cauzele care le determină, cinetica şi mecanismul desfăşurării, procesele de stabilizare a austenitei sunt de două tipuri: procese de stabilizare termică şi procese de stabilizare mecanică.

Stabilizarea termică se produce prin menţinerea austenitei netransformate la o temperatură superioară punctului Ms sau prin menţinerea unui amestec de austenită şi martensită la temperatura la care s-a format sau la o temperatură mai mare.

În figura 8.52 este reprezentată schematic variaţia temperaturilor şi proporţiei de austenită stabilizată termic, transformată în martensită.

Prin menţinerea izotermă cu durate diferite (τ1<τ2<τ3) la temperatura T1>Ms temperatura de început de transformare austenită-martensită coboară proporţional cu durata menţinerii M>M’>M’’>M’’’. De asemenea, proporţia de austenită formată scade cu creşterea duratei de menţinere.

37

Fig. 8.52. Stabilizarea termică a austenitei


Dacă temperatura menţinerii izoterme a austenitei depăşeşte o anumită valoare, se produce un fenomen invers, temperatura începutului de transformare martensitică se apropie de Ms, iar la durate mari de menţinere izotermă devine mai mare decât aceasta, aşa cum se arată în figura 8.53.

Fenomenul de creştere a punctului Ms, prin menţinere izotermă a austenitei la temperaturi situate în intervalul subcritic, se numeşte „ resensibilizare”.

Pentru explicarea stabilizării şi resensibilizării austenite prin menţinere izotermă la temperaturi superioare punctului Ms, au fost emise mai multe ipoteze dintre care cea mai justificată poate fi cea bazată pe teoria dislocaţiilor. În zona dislocaţiilor se creează condiţii de dizolvare a

atomilor de carbon interstiţiali ca urmare a stării de tensionare a acestei zone. Concentrarea atomilor de carbon duce la formarea de „nori Cottrell”, care creează piedici pentru deformarea prin alunecare, în acest fel, martensita nu se mai formează, deci austenita se stabilizează. Cu creşterea temperaturii de menţinere izotermă se accelerează procesul de formare a norilor Cottrell. În acelaşi timp, însă, mobilitatea atomilor de carbon creşte şi o dată cu aceasta se

produce destrămarea norilor. De aceea, influenţa temperaturii se produce, până la anumite valori, în sensul formării norilor Cottrell şi în sensul favorizării procesului de stabilizare. Peste anumite valori ale temperaturii de menţinere izotermă, devine preponderent efectul de destrămare în timp a „ norilor” şi se produce resensibilizarea austenitei (fig. 8.54). Cinetica procesului de stabilizare a austenitei în amestec cu martensite este diferită, după modul cum a fost obţinută stabilizarea. Dacă menţinerea izotermă cu duratele σ1<σ2<σ3 se face la temperatura la care a fost oprită răcirea, adică cu un grad de transformare Mpk (fig. 8.52) se constată următoarele: proporţional cu duratele menţinerii, temperaturile la care decurge transformarea

coboară sub punctul Ms (Ms>t1>t2>t3) şi proporţia de martensită care se formează se micşorează în raport cu proporţia Mp care s-ar fi format dacă răcirea s-ar fi făcut continuu Mp>Mp1>Mp2>Mp3.

Stabilizarea mecanică se produce sub acţiunea ecruisajului mecanic sau a ecruisajului de fază. Ecruisajul fiind o consecinţa a blocării dislocaţiilor, respectiv a împiedicării procesului de alunecare, transformarea martensitică va înceta şi ca urmare, se produce stabilizarea austenitei manifestată prin coborârea punctului de transformare şi prin micşorarea intensităţii transformării.Prin încălziri la temperatura superioară pragului de recristalizare, ecruisajul austenitei şi consecinţele lui stabilizatoare se înlătură parţial sau total în funcţie de temperatura de încălzire.

38

Fig. 8.53. Influenţa menţinerii temperaturii izoterme de 0,1 şi 12 ore, deasupra punctului Ms, asupra punctului martensitic

Fig. 8.54. Reprezentarea schematică a influenţei temperaturii asupra vitezei de formare şi destrămare a norilor Cottrell


8.7. TRANSFORMĂRI LA ÎNCĂLZIRE A STRUCTURILORÎN AFARA DE ECHILIBRU

Cercetarea transformărilor care au loc la încălzirea oţelului călit, adică la revenire, trebuie să pornească de la principiul că structura obţinută prin călire este nestabilă şi va tinde spre transformarea într-o stare de echilibru mai stabilă. Încălzirea uşurează această trecere,

deoarece prin ridicarea temperaturii se măreşte mobilitatea atomilor.

Călirea fixează un amestec de martensită tetragonală şi de austenită reziduală (o astfel de structură este cea mai tipică pentru oţelul călit, înainte de revenire). Martensita tetragonală are o structură cu un volum maxim, iar austenita are o structură cu un volum minim, comprimarea reprezentând numai transformarea martensitei, iar dilatarea – transformarea austenitei. Studiul transformărilor la revenire cu ajutorul variaţiilor de volum (dilatometria) reprezintă una dintre metodele cele mai comode de analiză. Curba dilatometrică din figura 8.55 arată transformarea la revenire.

În timpul încălzirii în dilatometru a unei epruvete recoapte, aparatul va înregistra, în absenţa transformărilor de fază o linie orizontală (dilatometrul

diferenţial nu înregistrează dilatările cauzate de ridicarea temperaturii).Abaterile de la linia orizontală indică anumite transformări, după alura curbei

dilatometrice se vede că până la 353 K (80 oC) nu au loc nici un fel de transformări volumetrice. Începând de la 353 K (80 oC) până la 473 K (200 oC) are loc o comprimare, care corespunde aşa numitei prime transformări. Raportul c/a al parametrilor reţelei cristaline tinde spre unitate. O astfel de martensită, uşor revenită, cu ace de culoare închisă în structură şi cu raportul c/a al parametrilor apropiat de unitate, se numeşte martensită de revenire.

Prin urmare, prima transformare constă din transformarea martensitei tetragonale în martensită de revenire.

Se ştie că gradul de tetragonalitate al martensitei este funcţie de conţinutul de carbon în soluţia . Deoarece la prima transformare gradul de tetragonalitate se micşorează, urmează ca din soluţie să precipite carbonul. Carbonul precipită sub formă de particule fine de carbură de fier (FexC - carbură cu compoziţie încă nestabilită) care menţine, însă, legătura coerentă cu faza iniţială (soluţia ). Aşadar, prin prima transformare are loc descompunerea martensitei, care, schematic, se poate scrie în felul următor:

Fe’(C)→ Fe’(C) + FexCÎn urma acestei transformări, martensita nu se eliberează complet de carbon.Încălzirea în continuare peste 473 K (200 oC) duce la o altă transformare în oţelul carbon,

care provoacă dilatarea oţelului, transformarea cuprinzând intervalul de temperaturi 473 - 543 K (200 - 270 oC). În acest interval se transformă austenita reziduală (transformare de dilatare).

Ca produs al transformării prin descompunerea austenitei reziduale se formează un amestec de carbură de fier şi de soluţie solidă suprasaturată:

Feγ(C)→ Fe’(C)+ FexCPrin urmare, la a doua transformare se produce descompunerea austenitei. După

caracterul şi natura fazelor care se formează, transformarea este analoagă transformării bainitice a austenitei primare.

La temperatura de 543 K (270 oC) începe din nou contracţia.

39

Fig. 8.55. Curba dilatometrică a revenirii oţelurilor carbon


Analiza transformărilor care au loc în această zonă de temperaturi arată că aici se produce precipitarea completă a carbonului din soluţia . La sfârşitul celei de a treia transformări, constituţia de fază a oţelului este formată dintr-un amestec de fier şi cementită. Totodată, are loc ruperea reţelei de carbură de reţeaua de fază . Paralel, variază şi starea carburii; carbura care se formează la temperaturi joase nu are toate proprietăţile caracteristice cementitei normale cum ar fi, de exemplu, feromagnetismul. Totuşi, fenomenul principal care caracterizează a treia transformare nu este constituit de modificările de faze, ci de variaţiile stării de tensionare. Prin a treia transformare se micşorează sensibil tensiunile, care apar în oţel în urma transformărilor precedente.

Prin urmare, înlăturarea tensiunilor şi a deformaţiilor reţelei cristaline reprezintă conţinutul principal al modificărilor care au loc la a treia transformare.

Analiza directă a microstructurii arată că, la temperaturi peste 673 K (400 oC), se produce o creştere a particulelor de cementită. Cu cât temperatura de revenire este mai înaltă, cu atât particulele de cementită sunt mai mari, în momentul deformării lor la temperaturi joase ele fiind, fireşte, foarte diverse.

Aceste procese de coalescenţă a particulelor de carburi reprezintă principala modificare a structurii în oţelul carbon şi au loc la temperaturi începând de la aproximativ 673 K (400 oC).

Aceste modificări sunt numite a patra transformare, care constă deci în principiu, din coalescenţa particulelor de carburi.

Aşadar, prima transformare, care este mai intensă în zona de temperaturi 353 – 473 K (80 – 200 oC), dar care începe efectiv la o temperatură mai joasă şi se termină la temperaturi înalte, constă din descompunerea martensitei tetragonale şi precipitarea carburilor; micşorarea conţinutului de carbon în soluţia şi formarea unei structuri numită martensită de revenire (fig. 8.56, a).

A doua transformare în oţelul carbon, care are loc de obicei în intervalul 473 – 573 K (200 – 300 oC) constă din descompunerea unei structuri analoage martensitei de revenire şi bainitei (fig. 8.56, b).

A treia transformare constă mai ales din eliminarea tensiunilor (fig. 8.56, c). A patra transformare constă din coagularea particulelor de carburi (fig. 8.56, d).

Transformările descrise au loc cu difuziune, adică pentru realizarea lor este necesară deplasarea atomilor de carbon (la temperaturile înalte de revenire, a atomilor de fier şi de elemente de aliere) şi se dezvoltă, prin urmare, în timp.

Figurile 8.57 – 8.59 reprezintă curbe dilatometrice, arată că o menţinere (3 h) în zona de temperaturi a primei, a celei de-a doua şi a celei de-a treia transformări; la 423, 503 şi 673 K (150, 230, 300 oC), provoacă dezvoltarea acestor transformări, care sunt însoţite de dilatare continuă, la a doua transformare sau de comprimare – la prima şi a treia

transformare.Menţinerea la 923 K (650 oC), adică în zona de temperaturi a celei de-a patra

transformări, este însoţită de coalescenţa particulelor de carburi. Deoarece toate transformările la revenire au loc în perioade de timp suficient de

lungi în intervalele temperaturilor arătate pentru cele patru transformări indicate, este evident că

40

Fig. 8.56. Schema care arată modificările la cele patru transformări ce au loc la revenire

Fig. 8.57. Curba dilatometrică a revenirii oţelului carbon. Menţinere în zona primei transformări


Fig. 8.58. Curba dilatometrică a revenirii Fig. 8.59. Curba dilatometrică a reveniriioţelului carbon. Menţinere în zona celei oţelului carbon. Menţinere în zone celei de a doua transformări de a treia transformări

condiţiile de încălzire şi, în primul rând, viteza de încălzire, trebuie să influenţeze valoarea care caracterizează gradul de transformare la temperatura dată şi să deplaseze transformarea pe scara temperaturilor.

De remarcat este faptul că nu în toate oţelurile au loc toate transformările. La oţelurile care prin călire nu menţin austenita reziduală (sau rămâne o cantitate foarte mică), nu are loc transformarea a doua, iar la aliajele fără carbon (cu conţinut mic de carbon) lipseşte practic prima transformare.

8.8. PROPRIETĂŢILE STRUCTURILOR OBŢINUTE LAÎNCĂLZIREA ŞI RĂCIREA OŢELURILOR

Proprietăţile mecanice ale aliajului depind de structură, iar aceasta depinde de tratamentul termic aplicat, adică există o înlănţuire: regim de tratament termic – structură - proprietăţi.

Prin tratamente termice se pot obţine diferite structuri care prin proprietăţile lor deosebite influenţează proprietăţile aliajului.

8.8.1. Proprietăţile feritei

Se consideră de unii cercetători că proprietăţile feritei nu se modifică prin tratamente termice. Pe baza cercetărilor recente s-a dovedit că, în timpul tratamentului termic, ferita îşi modifică proprietăţile.

Supunând călirii un oţel cu conţinut mic de carbon, şi revenindu-l apoi la temperaturi de 393…403 K (120…130 oC) cu o durată mai îndelungată, se înregistrează o creştere a durităţii de 1,5 ori. Răcind ferita cu viteză mare, de la temperaturi înalte de încălzire, aceasta este suprasaturată în carbon şi la încălziri ulterioare, la temperaturi mici, are tendinţa de durificare. La răciri cu viteze mari, transformarea are loc prin alunecări în interiorul cristalelor, între fazele γ şi existând o legătură orientată. Ferita obţinută după acest tratament termic are formă aciculară. Dacă răcirea se face cu viteze mici şi la temperaturi apropiate de A rl, în condiţiile unei mobilităţi mari a atomilor, nu apar tensiuni interne, iar cristalele tind să capete forma sferică. Duritatea unei asemenea ferite este mult mai mică.

În cazul oţelurilor aliate efectul obţinut prin tratament termic este şi mai mare datorită dizolvării unor elemente în ferită.

Ferita este un constituent moale, tenace, cu plasticitate bună şi are Rm= 30 - 40 daN/mm2; A5 = 35… 40%; HB = 80 - 90 daN/mm2.

41


8.8.2. Proprietăţile austenitei

În cazuri speciale, la viteze de răcire mari sau prin aliere, se poate obţine după tratamentul termic austenita. În mod obişnuit, austenita se obţine împreună cu alţi constituenţi, de exemplu cu martensita şi poartă numele de austenită reziduală. Austenita cristalizează în sistemul cubic cu feţe centrate. Austenita are plasticitate bună, este paramagnetică, are volum specific mic, are duritate relativ scăzută, o rezistenţă şi rezilienţă bună.

8.8.3. Proprietăţile martensitei

Martensita este un constituent tipic de călire, are duritate mare (62-66 HRC), are plasticitate scăzută, greutate specifică mică, are cel mai mare volum specific faţă de ceilalţi constituenţi, e rezistentă la coroziune şi are bune proprietăţi magnetice.

În cazul oţelurilor având compoziţia apropiată de cea eutectoidă şi a căror călire s-a făcut de la temperaturi puţin mai mari decât Acl sau la oţelurile aliate de scule, se formează o martensită extrem de fină, nu se identifică la microscopul optic forma ei aciculară şi este denumită şi hardenită sau criptomartensită.

În cazul oţelurilor aliate cu elemente care formează carburi (Cr, W, V, Ti, Mo), structura martensitică are o duritate de 65-70 HRC, plasticitate mai scăzută şi o ridicată rezistenţă la coroziune. În cazul oţelurilor aliate cu elemente care nu formează carburi (Ni, Cu, Co), structura martensitică are o duritate ceva mai mare decât a oţelurilor carbon de construcţie, însă are o plasticitate şi tenacitate mai ridicate.

8.8.4. Proprietăţile perlitei

Amestecul de ferită – carburi se poate obţine prin descompunerea directă a austenitei sau prin descompunerea martensitei. Structurile obţinute la descompunerea directă a austenitei sunt numite structuri de tip perlitic, iar cele obţinute la descompunerea martensitei sunt numite sorbite de revenire sau structuri de revenire.

Proprietăţile amestecului de ferită – carburi vor depinde de proprietăţile fiecărei faze în parte (ferită + carburi), de raportul dintre cele două faze, de gradul de dispersie şi forma carburilor.

La răcire cu viteze mici în intervalul Arl... 873 K (600 oC) se obţine perlită - structură de echilibru, care are Rm= 60 - 120 daN/mm2, A5 = 25 - 10%, HB = 185 - 200 daN/mm2.

La răciri în intervalul 873 – 773 K (600 – 500 oC) se obţine un amestec de ferită şi carburi, numit sorbită. Carburile sunt mai disperse. Structura lamelară se observă cu ajutorul microscopului electronic.

Sorbita are duritate mai mare decât perlita, are rezilienţă şi tenacitate bune.La răciri în intervalul 773 – 673 K (500 – 400 oC) se obţine un amestec de ferită şi carburi

cu dispersie mai mare, numit trostită. Structura apare la mărimi mari la microscop (microscop electronic), ea fiind formată din lamele de ferită şi cementită. Trostita are rezistenţă şi duritate care se apropie de cele ale martensitei, însă are o rezilienţă mai mare. La răciri în intervalul 673 – Ms se obţine un amestec cu dispersie mare de ferită suprasaturată în C şi carburi FexC, numit bainită.

Bainita aciculară are greutate specifică mai mică decât perlita, are duritate apropiată de cea a martensitei, însă este mai plastică decât aceasta. Are o rezistenţă mai mare şi o rezilienţă bună.

Bainita granulară are, de asemenea, volum mai mare decât perlita, este dură şi fragilă, are rezilienţa scăzută.

Încălzind oţelul călit la temperaturi inferioare punctului critic Acl, se obţin structuri de revenire. Proprietăţile acestor structuri sunt influenţate de cele ale fazelor (ferită şi carburi) şi de

42


gradul de dispersie al acestora. Aceste structuri au duritate mare ca urmare a cantităţii şi gradului mare de dispersie al particulelor de carburi şi a formei suprafeţei de separare.

Duritatea structurii bifazice se poate calcula cu relaţia:H = HF + a.S,

în care: H este duritatea oţelului (amestec de ferită şi carburi);HF - duritatea feritei ;S – suprafaţa interfazică, adică suprafaţa de separare între ferită şi carburi;a - coeficient care depinde de forma carburilor (2, 3...4, 3.10-3).

Această relaţie are valabilitate pentru produsele revenirii executată până la temperaturi de 773 – 823 K (500 – 550 oC).

Pe măsura creşterii temperaturii la care se face revenirea, se observă şi o scădere a durităţii, ca urmare a structurilor obţinute. Nu se respectă această corelaţie în zona temperaturilor de 475 – 573 K (200 – 300 oC), când se produce transformarea austenitei reziduale în martensită.

Structurile de revenire au rezistenţă la rupere, limita de elasticitate mai mică decât austenita, însă au plasticitate, alungire şi rezilienţă mai mare.

Proprietăţile structurilor de revenire sunt net superioare faţă de structurile de echilibru obţinute la răcirea austenitei. Aceasta se explică prin gradul mai mare de dispersie şi forma globulară a carburilor.

43

capitolul 8_2

Documents