150 întâlnesc în punctul E, diagrama conține patru domenii: unul mo nofazic, în stare lichidă L și trei domenii bifazice: L+A; L+B și A+B. În funcție… [602492]

150 întâlnesc în punctul E, diagrama conține patru domenii: unul mo nofazic, în stare lichidă
L și trei domenii bifazice: L+A; L+B și A+B.
În funcție de compoziția lor, aliajele de pe diagramă se clasif ică în trei grupe:
hipoeutectice, la stânga punctului E; eutectice, cu compoziția corespunzătoare punctului
E și hipereutectice, la dreapta punctului E.
Pentru un aliaj de pe diagramă, cu compoziția x se pot desprinde următoarele
concluzii:
 la atingerea temperaturii T 1, punctul ce caracterizează starea aliajului se află pe
linia lichidus, fiind create astfel condițiile termodinamice de coexistență a
fazelor L și A și ca urmare începe formarea unor cristale de A din soluția lichidă
L; deoarece pe linia lichidus și în domeniul bifazic L+A, număr ul gradelor de
libertate l = 1, fazele L și A pot coexista chiar dacă se modifică temperatura și,
ca urmare, cristalele de A se formează din L pe parcursul răci rii aliajului între
T1 și T 2. În timpul formării cristalelor de A se degajă o cantitate de c ăldură egală
cu căldura latentă de cristalizare, pierderile de căldură în e xterior sunt parțial
compensate și curba de răcire a aliajului este concavă (v. figu ra 5.17). Aplicând
regula izotermei, se constată că formarea cristalelor de A dete rmină
modificarea compoziției fazei lichide L (micșorarea concentrați ei
componentului A în faza lichidă) după segmentul T 1E al liniei lichidus;
 la atingerea temperaturii t 2, ce corespunde dreptei (izotermei) solidus, l= 0, iar
soluția lichidă L are compoziția corespunzătoare punctului E (c oncentrațiile
componentelor în soluția lichidă sunt date de abscisa punctului E: %B = y; %A
= 100 – y); în aceste condiții se poate produce transformarea e utectică L E↔E
(A+B) cu formarea simultană di n topitură a unui amestec mecanic de cristale de
A și B, denumit și eutectic. Deoa rece transformarea eutectică d ecurge la
temperatură constantă, pe curba de răcire va apărea un palier.
 sub temperatura T 2, răcirea aliajului se produce fără modificări structurale și
curba de răcire este convexă (v. figura 5.17); la orice temperat ură t < T 2 (prin
urmare și la T a) structura aliajului este alcăt uită din constituentul A, separ at sub
formă de cristale înainte de pro ducerea transformării eutectice (separat
preeutectic) și amestec mecanic eutectic E (A + B).

151
Fig.5.17. Diagrama de echilibru cu componen ți insolubili în stare solid ă [17]

Cristalizarea aliajului eutectic de compoziție y are loc la tem peratura T 1, când
întreaga cantitate de lichid suferă reacția eutectică. Structur a finală a aliajului conține
numai eutectic E (A+B).
Eutecticul se formează în condițiile în care faza lichidă se af lă în echilibru cu cele
două soluții solide (∆G sistem = 0). Structura eutectică rezultată depinde de o serie de
factori, dintre care cel mai important este reprezentat de tipu l de interfață solidă generată
de contactul dintre germenele supercritic și faza lichidă. Cel mai des, structurile eutectice
sunt de tip lamelar, însă pot exista și structuri sub formă de bastonașe, globulare sau
aciculare (v. figura 5.18).
Cristalizarea unui aliaj hipereutectic z este similară cu a ali ajului hipoeutectic x,
cu deosebirea că sub punctul lichidus T 1, lichidul suprasaturat în component B, separă
cristalite de B pur. În consecință, lichidul sărăcește în compo nentul B, modificându-și
compoziția de-a lungul curbei 1E. La temperatura T 2, lichidul cu compoziția eutectică

152 suferă reacția eutectică. Structura finală a aliajului este alc ătuită din separat preeutectic
B și amestec eutectic E (A+B).

Fig.5.18. Structuri eutectice: A: eutectic lamelar; B: eutectic sub form ă de
bastonașe; C: eutectic globular; D: eutectic acicular [57]

Se pot construi și o serie de diagrame structurale de faze și/s au constituenți
(numite și diagrame Tammann), la orice temperatură, pentru un s istem de aliaje binare.
Diagramele Tammann sunt grafice în coordonate concentrație – ca ntitate de faze
(%F) sau constituenți structurali (%CS), pentru o temperatură a nume.
Au forma unor dreptunghiuri, în care domeniile fazelor sau cons tituenților se
separă prin segmente de dreaptă, care trec prin puncte de conce ntrație și structură
cunoscute. La diagrama de faze, diagonala dreptunghiului trece prin punctele de 100%
și 0%A. La diagrama de struc tură, 100% eutectic corespunde alia jului eutectic E, iar 0%
eutectic la capetele izotermei eutectice, pentru componenții A și B puri. Citirea
diagramelor se face pe verticala de compoziție. Așadar, aliajul x conține mn %B și np
%A ca faze, respectiv qr %A ș i rs %E ca și constituenți.

153 5.3.3. Diagrama de echilibru cu componenți parțial solubili în fază so lidă,
cu transformare eutectică

În acest caz solubilitatea reciprocă a compușilor A și B este l imitată, ei formând soluții
solide pe un interval restrâns de concentrație. Domeniul compoz ițional pentru care cei
doi componenți nu formează soluție solidă poartă numele de lacună de miscibilitate
(domeniul FG în cazul Fig. 5.19).
Curbele prezente pe diagramă sunt: T AET B- curba lichidus, cu T AE-limita de
solubilitate a componentului A în L, respectiv ET B – limita de solubilitate a
componentului B în L; și respectiv T ACEDT B -linia solidus, pe care CED reprezintă
izoterma eutectică și E punctul eutectic iar CF și DG: limitele de solubilitate ale
componentului B în A, respectiv A în B, variabile cu temperatur a. Curbele CF și DG,
care delimitează un domeniu monofazic solid de un alt domeniu b ifazic solid, se numesc
curbe solvus sau van’t Hoff.

Fig.5.19. Diagrama de echilibru pent ru cazul lacunei de miscibilitate a
componen ților în faz ă solidă [17]

În structura aliajelor aparținâ nd sistemelor binare de acest ti p pot exista trei faze:
soluția lichidă a componentelor A și B ale sistemului, notată L și două faze solide,
soluțiile solide parțiale ale componentelor sistemului, notate α ≡ A(B), soluție solidă

154 având ca solvent componentul A și respectiv β ≡ B(A), soluție s olidă având ca solvent
componentul B.
Dintre sistemele de aliaje care corespund acestui tip sunt cele de tipul: Cd-Zn, Pb-
Sn, Pb-Sb.
Liniile de transformare fazică delimitează în spațiul diagramei 6 domenii distincte: 3
domenii monofazice: L, α și β precum și trei domenii bifazice: L+α, L+β, α+β.
Aplicând legea fazelor pentru acest sistem de aliaje, se obțin următoarele rezultate: în
domeniile monofazice ale diagramei, l= 2 (sistemul este bivariant), în domeniile bifazice
și pe liniile de transformare f azică, cu excepția segmentului i zoterm CD al liniei solidus
și punctelor T A și T B, l=1 (sistemul este monovariant), iar pe segmentul CD și în pu nctele
TA și T B l= 0 (sistemul este invariant).
Particularitățile formării stru cturilor la aliajele aparținând acestui sistem se pot evidenția
analizând transformările la răcirea din stare lichidă ale aliaj elor marcate pe diagrama de
echilibru prin verticalele de compoziție x, respectiv y.
Aliajul de compoziție x se analizează astfel:
 la temperaturi mai mari decât T 1 aliajul este în stare lichidă; deoarece în
domeniul monofazic L, sistemul are două grade de libertate, ali ajul se menține
în stare lichidă până la T 1, iar curba de răcire a acestuia este convexă;
 între T 1 și T 2 se produce cristalizarea primară a aliajului, din soluția lich idă L
formându-se cristale de soluție solidă α; în timpul procesului de cristalizare
primară se degajă căldura latentă de solidificare, pierderile d e căldură în exterior
sunt parțial compensate și curb a de răcire a aliajului este con cavă;
 în punctul t 3, se atinge limita de solubilitate a componentului B în soluția solidă
α. Sub t 3, soluția solidă α, suprasaturată în componentul B, elimină exc esul de B
sub forma cristalitelor de soluție solidă β II, bogată în componentul B. Cristalitele
de β II precipită preferențial pe limita grăunților α. În acest interv al de
temperatură, soluția solidă α își modifică compoziția chimică d e-a lungul curbei
3F, respectiv α 3→α F. Structura finală a aliajului conține grăunți de soluție
solidă α și precipitate β II la limita de grăunte. Precipitarea de β II este însoțită de
o degajare de căldură și, ca ur mare, curba de răcire a aliaju lui este concavă.

155 Procesul de separare a unei faze solide dintr-o altă fază solid ă se numește
recristalizare. Pentru a le diferenția de produsele de cristali zare primară, α și β, produsele
de recristalizare se notează α II și β II.
Aliajul prezintă de asemenea transformări în stare solidă la în călzire. În condiții
de echilibru, la încălzirea aliajului bifazic α+β II, se mărește limita de solubilitate a
componentului B în α de-a lungul curbei F 3, ceea ce antrenează dizolvarea grăunților β II
în soluția solidă α. Peste temperatura t 3, faza β II este complet dizolvată, iar aliajul își
recapătă structura monofazică α. Răcirea lentă determină din no u descompunerea
soluției solide α și sep ararea fazei secundare β II.
Dacă viteza de răcire nu este suficient de mică, procesul de re cristalizare poate fi
atenuat sau la viteze mari poate fi anulat. Curba CF se deplase ază la dreapta, în pozițiile
CF’ sau CF” (fig. 7.11). În poziția CF’, recristalizarea încep e l a t e m p e r a t u r i m a i
scăzute, iar cantitatea de β II scade.
Soluția solidă α cu compoziția punctului F’ este suprasaturată în component B. La
viteze mari de răcire, limita de solubilitate se deplasează în poziția CF”, iar
recristalizarea fazei β II se anulează. Structura rezultată este alcătuită numai din solu ție
solidă α cu compoziția punctului x puternic suprasaturată în B.

Fig.5.20. Influen ța vitezei de r ăcire asupra recristaliz ării [17]

Aceste observații stau la baza trat amentului termic de călire, c a r e c o n s t ă d i n
încălzirea aliajului la o tempe ratură superioară unui punct cri tic de transformare în stare
solidă, menținere pentru desfășurarea transformării de fază și răcire rapidă pentru
obținerea unei structuri în afa ră de echilibru. În cazul aliaju lui de compoziție x, călirea

156 constă în încălzire peste t 3, menținere pentru dizolvarea fazei β II și răcire rapidă pentru
obținerea la temperatura ambiantă a soluției solide α, suprasat urată în component B.
Aliajul de compoziție y cristalizează în felul următor. Până la temperatura T 1,
aliajul în stare lichidă se răcește fără transformări (l=2). Sub punctul lichidus T 1, soluția
lichidă suprasaturată în componentul B începe să separe cristal ite de soluție solidă β,
bogată în componentul B (l=1), atât faza lichidă cât și faza so lidă se îmbogățindu-se în
component B.
Ducând conodele la T 1 ș i T 2+ε, se observă că fazele își modifică compoziția
chimică astfel: L 1 tinde la LE, iar β 1’ tinde la β D.
Pentru temperatura t 2 pe izoterma CED sunt în echilibru trei faze: α c ↔L E↔β D.
Sub temperatura t 2, soluțiile solide α și β suprasaturate în componenții B, respe ctiv A,
separă fazele β II respectiv α II. Conode duse la T < t 2 arată că se modifică compoziția
fazelor de-a lungul curbelor CF și DG, respectiv α C tinde la α F, iar β D tinde la β G.
Microstructura aliajului conține α + E (α +β) + β II. Constituentul α II nu poate fi observat
microscopic pentru că provine di n β eutectic și se separă pe α eutectic preexistent.
Pe diagrama de structură, apar domeniile α, β, ε și suplimentar domeniul fazelor
secundare β II ș i α II. La construcția acestor domenii, se are în vedere că, în punct ele
limită de solubilitate C și D se obțin cantitățile maxime de fa ză secundară și zero în
punctele F și E, respectiv E și G. Cantitățile α IImax și β IImax se extrag din diagrama de
faze, la concentrația punctelor C, respectiv D.
5.3.4. Diagrama de echilibru cu componenți parțial solubili în fază so lidă
și reacție peritectică

După acest tip de diagramă cristalizează aliajele din sistemele : W-Ti, W-Pt, Pt-
Ag, Re-Ir etc. În figura x este prezentată diagrama de echilibr u cu componenți teoretici
A și B, curbele de răcire și mi crostructura unor aliaje caracte ristice.
În structura aliajelor aparținâ nd sistemelor binare de acest ti p pot exista trei faze,
și anume: soluția (topitura) lichidă a componentelor A și B ale sistemului, notată L și
două faze solide, soluțiile solide parțiale ale componentelor s istemului, notate cu α≡
A(B) și β≡ B(A).

157 Curbele de pe diagramă sunt T ADT B: curba lichidus; T ACPT B: curba solidus; CF:
limita de solubilitate a componentului B în A; PG: limita de so lubilitate a componentului
A în B (curbe solvus) și CPD: izoterma peritectică, cu punctul P – punct peritectic.
În funcție de compoziția chimică , aliajele se clasifică în: hip operitectice la stânga
punctului peritectic P; peritec tice cu compoziția punctului P; hiperperitectice la dreapta
punctului P.
Curbele de transformare fazică delimitează în spațiul diagramei 6 domenii: 3
domenii monofazice: L, α și β și trei domenii bifazice: L + α, L + β și α + β.
Aplicând legea fazelor a lui Gibbs pentru acest sistem de aliaj e, se obțin
următoarele rezultate: în dom eniile monofazice ale diagramei, l = 2 (sistemul este
bivariant), în domeniile bifazice și pe liniile de transformare fazică, cu excepția
segmentului izoterm MPN al liniei solidus și punctelor T A, T B, l = 1 (sistemul este
monovariant), iar pe segmentul MPN și în punctele T A ș i T B, l = 0 (sistemul este
invariant).
În ceea ce privește cristalizarea aliajului de compoziția x hip operitectică, se
observă că până la temperatura T 1, aliajul în stare lichidă se răcește fără transformări (l
= 2). La punctul de pe curba lichidus T 1, conoda 11’ arată că lichidul suprasaturat în
componentul mai greu fuzibil A, separă cristalitele soluției so lide α, bogată în component
A (l = 1). În intervalul de temperatură T 1-T2, compoziția chimică a fazelor se modifică
de-a lungul curbelor lichidus și solidus, respectiv L 1→L D, α 1→α C. Ambele faze se
îmbogățesc în componentul B.
Reacția peritectică este reacția invariantă la care o fază lich idă reacționează cu alta
fază solidă formând o nouă fază solidă.
αC +L D ↔ β P + α C exces
La aliajul hipoperitectic, reacția peritectică decurge cu un ex ces de fază solidă α C.
Fiind trei faze în echilibru, varianța sistemului este l = 0, respectiv în timpul reacției
temperatura și concentrația sunt constante. Curba de răcire pre zintă palierul 2-2’ extras
din triunghiul lui Tammann.

158
Fig.5.21. Diagrama de echilibru pentru un sistem binar cu reac ție peritectic ă
[17]

Sub temperatura T 2, aliajul bifazic α+β se răcește fără transformări. Structura
finală este alcătuită din cristalite ale soluțiilor solide α și β.
Deoarece în reacția peritectică lichidul reacționează numai cu stratul superficial al
grăunților α, miezul rămas al grăunților α are un contur dantel at. Constituenții structurali
se identifică cu fazele care rezu ltă din reacția peritectică.
Cristalizarea aliajului hiperperitectic de compoziție y, este s imilară aliajului de
compoziție hipoperitectică x până la T 2. Reacția peritectică decurge cu excesul fazei
lichide L D:
αC +L D ↔ β P + L D exces
În intervalul de temperatură T 2-T3, lichidul rămas cristalizează sub forma
cristalitelor β, astfel încât sub temperatura T 3 aliajul monofazic β nu mai suferă
transformări. Structura sa finală este alcătuită din cristalite de soluție solidă β.

159 5.3.5. Diagrame de echilibru cu transformări alotropice și reacție
eutectoidă

În figura 5.22 este prezentată diagrama de echilibru pentru com ponenții A și B
care sunt total solubili în stare lichidă și fiecare component prezintă un punct de
transformare alotropică T A’, respectiv T B’. Formele alotropice de temperatură ridicată
Aβ și Bβ sunt solubile pe tot dom eniul de concentrație, formând soluția solidă omogenă
și nelimitată β.
Formele alotropice de temperatură joasă Aα și Bα sunt insolubil e. Pe diagramă
apare izoterma CD-eutectoidă, cu punctul eutectoid E.
Aliajele sistemului se clasifică în: hipoeutectoide, la stânga punctului E;
eutectoide, cu compoziția punctului E și hipereutectoide, la dr eapta punctului E.

Fig.5.22. Diagrama de faz ă pentru sisteme cu reac ție eutectoid ă [21]

Cristalizarea aliajului de compoziție x, hipereutectoid, se produce în felul următor:
până la T 3, aliajul cristalizează conform diagramei cu componenți total s olubili în fază
solidă. În intervalul de temperatură T 3-T4, datorită transformării alotropice a
componentului B, din soluția solidă β se separă cristalite de c omponent pur Bα. Ca
urmare, la scăderea temperaturii, compoziția chimică a fazei β variază de-a lungul curbei
1E: β 3 tinde la β E.

160 La temperatura T 4, pe izoterma eutectoidă sunt în echilibru 3 faze: Aα C ↔ β E ↔
BαD și cum faza BαD, care rezultă din reacție, este în cantitate mai mare decât cea care
intră în reacție, reacția eutectoidă are forma: β E ↔ e (Aα C + Bα D) (l = 0), unde e este
simbolul amestecului mecanic eutectoid. Reacția eutectoidă se d efinește ca reacția
invariantă la care o fază solid ă se descompune în amestecul me canic al altor două faze
solide. Sub temperatura T 4, aliajul se răcește fără transformări. Structura finală este
formată din cristalite Bα și eutectoid e (Aα + Bα).

5.3.6. Diagrama de echilibru cu compus chimic cu topire congruentă

În categoria sistemelor care for mează compuși chimici pentru a numite valori
compoziționale se încadrează mai multe tipuri de sisteme d e aliaje, diferențiate prin
solubilitatea reciprocă a componentelor în stare solidă și prin tipul compușilor
intermetalici formați de componente: faze daltonide sau faze bertholide; compuși cu
topire congruentă sau compuși cu topire incongruentă.
În figura 5.23 se prezintă diagrama de echilibru, la care compo nenții A și B
îndeplinesc următoarele condiții: sunt total solubili în stare lichidă; reacționează chimic
și formează un compus intermediar A
mBn cu topire congruentă (stabil până la atingerea
temperaturii sale teoretice de topire); componenții și compusul sunt insolubili în stare
solidă.
Specific formării compușilor cu topire congruentă este apariția unui maxim al
liniei lichidus, T AmBn, care corespunde temperaturii de topire a compusului respectiv . De
cele mai multe ori, temperatura de topire a compusului format e ste superioară celei
corespunzătoare pentru componenții în stare pură.
Diagrama este separată de verticala compusului în două diagrame simple de tipul
celei cu compuși total insolubili în fază solidă, având compone nții A și A mBn pur drept
capete, respectiv A mBn și B.
Cristalizarea aliajelor decurge conform diagramelor de echilibr u simple. S-a
exemplificat cristalizarea unui aliaj hipoeutectic din sistemul AmBn și B. Structura finală
este alcătuită din cristalite idiomorfe de compus A mBn și eutecticul E 2.

161
Fig.5.23. Diagram ă de fază cu formare de compus chimic cu topire congruent ă
[17]

Dintre sistemele de aliaje binare reale ce pot fi considerate d e acest tip, se pot
exemplifica: Ag-Ba; Ag-Ce; Ag-Li; Ag-Sr; Al-Se; Au-Ce, Ce-Sn.

5.4.Legătura dintre diagramele de echilibru și proprietățile fi zico-
mecanice ale aliajelor

Proprietățile fizico-mecanice ale unui material depind în princ ipiu de natura,
cantitatea și modul de distribuție a fazelor și constituenților structurali. În condiții de
echilibru, fazele și constituenții structurali sunt indicați de diagramele de echilibru
corespunzătoare. S-a constatat că într-un sistem de aliaje, în funcție de relația dintre
componenți și natura fazelor formate, există legi specifice pen tru dependența
proprietăților fizico-mecanice de compoziția chimică a aliajulu i.

162 Această observație experimentală a condus la posibilitatea tras ării unor diagrame
de proprietăți asociate unei diagrame de echilibru. Diagrama de proprietăți este trasată
în coordinate proprietate și concentrație. Ea caracterizează pr oprietățile independente de
structură, indiferent de starea aliajului și proprietățile depe ndente de structură, pentru
starea de echilibru a sistemului de aliaje. În figura x sunt pr ezentate o serie de diagrame
echilibru și diagramele de proprie tăți fizico (rezistivitatea e lectrică, ρ)-mecanice
(duritatea Brinell, HB) asociate.

Fig.5.24. Leg ătura dintre digrama de propriet ăți fizico-mecanice (duritatea HB
și rezistivitatea electric ă ρ) și diagrama de echilibru [17]

În figura 5.24a este prezentată diagrama de echilibru cu compon enți total solubili
în stare solidă, cu maxim pentru rezistivitatea electrică și in dicatorii de rezistență,
respectiv cu minim pentru indicatorii de plasticitate și tenaci tate. Acest tip de dependență
poartă în geometrie denumirea de curba lănțișorului (curba pe c are o descrie o coardă
flexibilă, inextensibilă, ținută de extremități și lăsată ulter ior să cadă, descrisă de ecuația
ݕൌሺ ݁௫ ൅ ݁ି௫ሻ/2).
Formarea soluției solide mărește duritatea, rezistența la tracț iune, limita de curgere
comparativ cu metalul pur solvent, cu o ușoară scădere a alungi rii specifice la rupere și
a rezilienței.
Durificarea soluției solide se datorează faptului, că domeniile de rețea deformate
elastic în jurul atomilor de solut, care se găsesc în planul de alunecare, fac mai dificilă

163 alunecarea dislocațiilor. Durificarea la formarea soluției soli de este proporțională cu
energia de deformare elastică, dată de relația Mott-Nabarro:
E = G·ε2·c (101)
unde G-modulul de elasticitate transversal; ε = ( r – r0) /r0 este un parametru care
depinde de raza atomilor de solut, r, și a celei de solvent, r 0 iar c reprezintă concentrația
atomică de solut.
Chiar și în condițiile unei concen trații reduse ale solutului, atomii dizolvați fac
deplasarea dislocațiilor mai dificilă și măresc rezistența la d eformare.
În condițiile formării unei soluții solide interstițiale, durif icarea este de câteva ori
mai mare decât în cazul soluției solide de substituție de aceea și concentrație. Asocierea
unei rezistențe mecanice crescute cu o bună plasticitate și ten acitate face ca aliajele cu
structură de soluție solidă să fie pretabile pentru construcții mecanice prelucrabile plastic
prin laminare, extrudare, forjare, ambutisare etc. Creșterea re zistivității electrice cu
concentrația soluției solide este urmarea perturbării câmpului electric al solventului, în
prezența atomilor de solut. Aceasta face ca aliajele de tip sol uții solide să fie folosite
pentru fabricarea firelor sau ben zilor elementelor de încălzire și a reostatelor.
Figura 5.24b prezintă diagrama de echilibru cu componenți insol ubili în stare
solidă și formare de eutectic. Când se formează o structură ete rogenă, de exemplu A+B,
proprietățile sistemului variază aditiv, cu valori intermediare între cele ale proprietăților
fazelor componente. Totuși, proprietățile depind de asemenea de gradul de dispersie al
fazelor componente și de structura lor fină (mărimea blocurilor în mozaic, densitatea de
dislocații etc). De aceea, se constată o abatere de la variația liniară a proprietăților, care
crește cu gradul de dispersie a eutecticului (linia întreruptă) .
În prezența eutecticului, duritatea aliajului crește, iar plast icitatea și tenacitatea
scad, pentru că limita interfazică incoerentă constituie un obs tacol în deplasarea
dislocațiilor. Eutecticul are ef ect fragilizant, care scade cu creșterea dispersiei acestuia
(prin răcire rapidă sau prin introducerea în topitură a element elor modificatoare),
limitarea cantității de eutectic și eliminarea prin deformare p lastică a distribuției
eutecticului la limita de grăunte. Astfel, oțelurile rapide pen tru scule, înalt aliate turnate,
se forjează pentru eliminarea distribuției în rețea a carburilo r eutectice și pentru
redistribuirea lor uniformă.

164 Aliajele care conțin eutectice sunt în principiu dure, rezisten te la uzură abrazivă și
nedeformabile plastic. În cazul eutectoidului, formarea lui din tr-o fază solidă, face ca
procesele de difuzie să fie mai dificile, ceea ce mărește dispe rsia fazelor, respectiv
duritatea, rezistența, plasticitat ea și tenacitatea aliajului.
În figurile 5.24c și d se prezintă diagrame de echilibru cu co mponenți parțial
solubili în stare solidă. Se obser vă că în domeniul de existenț ă al soluțiilor solide α și β,
proprietățile variază după curba lănțișorului, conform diagrame i 5.24a. Sub izotermă, în
domeniul amestecului de faze, proprietățile variază liniar, con form diagramei 5.24b. În
cazul formării eutecticului (fig. 5.24c) apare abaterea, figura tă cu linie întreruptă,
datorată dispersiei acestuia.
În figura 5.24e se prezintă o diagramă de echilibru cu compus i ntermediar A mBn,
la care componenții și compusul sunt insolubili în stare solidă . Particularitatea în acest
caz este reprezentată de prezența unui punct singular de maxim sau minim pe diagrama
de proprietăți, asociat compusului. Compusul determină o putern ică durificare a
materialului, însoțită de scăderea corespunzătoare de plasticit ate și tenacitate, pentru că
rețelele cristaline complexe cu puține sisteme de alunecare și legăturile interatomice
rigide de tip covalent și ionic, reduc sau împiedică deplasarea dislocațiilor. Excepție fac
compușii electronici de tip β, cu structură CVC și legătură met alică între atomi. Efectul
de fragilizare introdus de compuș ii intermediari în aliaje se e limină prin limitarea
cantității acestora precum și prin precipitarea lor fină și dis persă. Este cazul carburilor
de Cr, W, Mo din oțelurile aliate de scule, care au ca rol de m ărire a durității și rezistenței
la uzură a oțelului.
Aceste diagrame de proprietăți sunt deosebit de utile pentru ap recierea
proprietăților fizico-mecanice al e aliajelor în starea de echil ibru. Pe baza acestora se pot
evidenția diferite transformări care apar în aliaje. De exemplu , pentru sistemul Cu-Au,
ridicarea experimentală a diagramei de proprietăți a scos în ev idență, prin punctele
singulare care apar la anumite concentrații, formarea soluțiilo r ordonate de tip CuAu sau
Cu3Au cu proprietăți similare compușilor intermediari.

165 6. FIERUL ȘI ALIAJELE FIER –
CARBON

6.1.Fierul pur
Fierul este un metal tranzițional de culoare alb-argintie, cu n umăr atomic Z= 26 și
masa atomică 55,85 g/mol. Raza atomică a Fe este 1,27Å, densita tea 7,87g/cm
3 ș i
punctul de topire de 1538 ˚C.
Fierul prezintă două puncte de transformare alotropică: la temp eratura 912˚C notat
A3, și la 1394˚C, notat A 4, respectiv un punct de transformare magnetică (punct Curie)
la 770˚C, notat A 2.
Într-un interval de temperatură este stabilă forma alotropică c u energia liberă
Gibbs minimă (enantiotropie). La temperaturi sub 912˚C, este st abil Fe α, cu energie
liberă mai mică, care cristalizează în structura cubică cu volu m centrat (CVC).
Sub 770 ˚C, Fe α este feromagnetic, iar peste 770˚ C devine paramagnetic. Între
912˚C și 1394˚C, este stabil Fe γ, care cristalizează în structura cubică cu fețe centrate
(CFC) și este paramagnetic. Peste 1394˚C, energia liberă minimă corespunde Fe α d e
temperatură înaltă, notat Fe δ, care cristalizează în structura CVC și este paramagnetic.
Fierul tehnic pur prezintă o serie de impurități. Conținutul de fier variază de la
99,8 la 99,9%. Gradul de puritate variază în funcție de metoda de obținere.
Se cunosc următoarele varietăți de fier tehnic pur [17]:
 Fe Armco (abreviere de la denumirea producătorului inițial: (Am erican Rolling
Mill Company Middletown, Ohio, S.U.A.). Se elaborează în genera l în cuptorul
Martin și conține C, Mn și Si în concentrații reduse. Este folo sit în electrotehnică
ca material cu permeabilitate ma gnetică mare (miezuri magnetice ) și ca materie
primă pentru elaborarea oțelurilor speciale.

166  Fe carbonil are un grad de puritate mai avansat. Se obține sub formă de pulbere
prin descompunerea compusului complex denumit pentacarbonil de fier
Fe(CO) 5 și se utilizează predominant în metalurgia pulberilor;
 Fe electrolitic, cu o puritate mai înaltă. Conține incluziuni d e hidrogen în
structura sa în cantități relativ mari și trebuie degazat prin retopire în vid.
 Fe purificat prin topire zonară permite reducerea impurităților la câteva procente
per milion (ppm) și se folosește pentru cercetări științifice.
Proprietățile mecanice ale fierului tehnic pur sunt determinate de structura
cristalină, gradul de puritate ș i de procesul de deformare plas tică.
Monocristalele de Fe sunt puternic anizotrope, pe când fierul p olicristalin este
cvasiizotrop. Deformabilitatea pl astică la rece a acestuia este ridicată, fiind determinată
de structura CVC a Fe α. Deformabilitatea la cald este superioară, datorându-se struct urii
CFC a Fe γ. Valorile caracteristicilor mecanice prezintă o anumită disper sie, în funcție de
gradul de puritate [58].
La temperatura ambiantă, proprietățile mecanice ale Feα tehnic pur recopt variază
astfel:
 rezistența la rupere în cazul tracțiunii, R m = 180-290 N/mm2;
 limita de curgere, R p0,2 = 100-170 N/mm2;
 alungirea la rupere, A = 40-50%
 gâtuirea, Z = 80-93%
 duritatea, HB = 450-550 N/mm2
 modulul de elasticitate, E = 210 GPa
Dintre proprietățile fizico-chimice ale fierului tehnic pur, ce le mai remarcabile
sunt proprietățile magnetice și chimice.

167 6.2.Aliaje de tip fier-carbon. Generalități

Cele mai utilizate în industrie sunt aliajele tehnice ale fieru lui cu carbonul,
cunoscute sub numele de oțeluri și fonte. Aceste aliaje sunt în realitate polinare,
conținând pe lângă Fe și C și o serie de elemente însoțitoare p ermanente în proporții
reduse, ca de exemplu Si, Mn, S, P, etc.
În linii mari, structura și proprietățile aliajelor Fe-C pot fi evaluate pe baza
sistemului binar Fe-C.
În aliajele cu baza Fe, carbonul se poate găsi sub trei forme: fie dizolvat interstițial
în Fe, alcătuind soluții solide interstițiale ca ferita și aust enita; fie legat chimic în carbura
de fier Fe 3C, numită cementită, sau se poate găsi și liber, sub formă de g rafit.
Cementita este considerată o stare metastabilă, iar grafitul st area stabilă a
carbonului, deoarece la menținerea îndelungată la temperaturi r idicate și la viteze mici
de răcire, cementita se descompune formând grafit: Fe 3C ↔3Fe + C.
De aceea, în funcție de compoziția chimică și de viteza de răci re, aliajele Fe-C
prezintă două diagrame de echilibru fazic [17, 32]:
 sistemul metastabil Fe-Fe 3C, după care cristalizează oțelurile și fontele albe.
Cristalizarea oțelurilor are loc în condiții de echilibru, la v iteze lente de răcire.
Pentru menținerea stabilității cementitei în fontele albe, sunt necesare viteze
mari de răcire sau prezența în compoziția chimică a elementelor antigrafitizante.
 sistemul stabil Fe-grafit, după care cristalizează fontele cenu șii feritice, la viteze
mici de răcire sau în prezența elementelor grafitizante.
Fontele cenușii ferito-perlitice, perlitice sau pestrițe pot cr istaliza după ambele
diagrame de echilibru fazic. Notațiile de pe diagrama Fe-C sunt făcute în conformitate
cu prescripțiile din SR EN 10052: 1996.

6.2.1. Diagrama de echilibru metastabil fier-cementită

Sistemul metastabil Fe-Fe 3C (fig. 6.1) este limitat de concentrația 6,67% C, care
corespunde verticalei cementitei, Fe 3C. Aliajele care se formează la concentrații mai
mari în carbon, sunt dure și fragile, fără interes practic.

168 Transformările alotropice ale Fe determină o diagramă de echili bru fazic
complexă, cu trei reacții invariante (caracterizate de l = 0): peritectică, eutectică și
eutectoidă. Domeniile de existență a fazelor, precum și transfo rmările care au loc în
sistem sunt separate de o serie de curbe, respectiv puncte cu n otație standardizată.

Fig.6.1. Diagrama metastabil ă Fe-Fe 3C. Notații: L – lichid; F α – ferita α; A –
austenita; F δ – ferita δ; Fe 3C – cementita; P – perlita; E – eutectic; Led – ledeburit ă
[17]

Componenții de pe această diagramă sunt total solubili în stare lichidă. În stare
solidă, carbonul prezintă solubilitate limitată și variabilă cu temperatura în formele
alotropice ale fierului.

169 Fazele care se formează sunt [21]:
 Soluția lichidă L , omogenă și nelimitată de fier și carbon;
 Ferita α , notată Fα sau α, este soluție solidă interstițială de carbon pe bază de
Feα Ferita cristalizează în structura CVC a Fe α și până la 770˚C (linia MO) este
feromagnetică. Solubilitatea carbonului în ferită este maximă d e 0,0218%C la
727˚C (punctul P) și scade cu temperatura după curba PQ, astfel încât la
temperatura de 400˚C ajunge la 0,002%C (punctul Q). În condiții le răcirilor
practice, ferita este suprasaturată în carbon, dar are tendința de a elimina excesul
de C sub formă de carbură. Cantitatea de C din soluție depinde de temperatură
și de timp. De exemplu dacă ferita este încălzită la 727 0C și apoi răcită rapid,
ea menține tot carbonul (0,018%C), dar apoi prin încălzire ulte rioară timp de o
oră la 3000C, elimină aproape tot carbonul dizolvat. La temperatura de 1000C
este nevoie de circa o lună iar la 200C de aproape un an pentru eliminarea a
99,99% din C. Ferita este relativ moale și plastică, având urmă toarele
caracteristici la tem peratura camerei: R m=250-280N/mm2; A=50%; Z=80%;
HB=80-90daN/mm2.
 Ferita δ , notată Fδ sau δ, este o soluție solidă interstițială de carbo n în Fe δ.
Cristalizează în structura CVC și este paramagnetică. Solubilit atea maximă a
carbonului este de 0,09%C la 1495˚C, mai mare decât în Fe α, deoarece dilatația
termică la temperaturi înalte mărește dimensiunea interstițiilo r din rețeaua
metalică.
 Austenita , notată A sau γ, este o soluție solidă interstițială de carbon în Fe γ.
Cristalizează în structura CFC a Fe γ și este paramagnetică. Solubilitatea
carbonului în austenită este maximă de 2,11% la 1148˚C (punctul E) și scade cu
temperatura după curba ES, până la 0,77%C la 727˚C (punctul S). Solubilitatea
carbonului este mai mare decât în Fe α, deoarece interstițiile în structura CFC
sunt mai mari. În condiții de echilibru, austenita este o fază stabilă până la 727˚C,
când se descompune eutectoid. Elemente de aliere, ca Ni și Mn, o pot stabiliza
până la temperatura ambiantă. Austenita este o fază foarte plas tică.
 Cementita : este un compus electrochimic (fază daltonidă), cu o structură
cristalină complexă din sistemul ortorombic. Temperatura sa de topire nu se

170 cunoaște cu exactitate deoarece la încălzire cementita are tend ința să se
descompună. Temperatura de topire a cementitei se consideră în jur de 1227˚C
(punct D). Până la 210˚C (punctul Curie A 0), este feromagnetică, iar peste
această temperatură devine paramagnetică. Datorită structurii s ale complexe,
cementita este foarte dur ă și fragilă: HB=800daN/mm2; Rm=40N/mm2; A=0%.
Constituenții structurali , care se formează la temperatura ambiantă, sunt [21]:
 ferita α – soluție solidă interstițială de carbon în Fe α;
 perlita – amestec mecanic eutectoid alcătuit din ferită și ceme ntită;
 ledeburită – amestec mecanic eutec tic alcătuit din perlită și c ementită;
 cementita primară, secundară și te rțiară – compus electrochimic .
După provenien ță, se pot distinge cinci tipuri de cementit ă:
 primară Fe 3CI separată din lichid, după curba CD;
 secundară Fe 3CII separată din austenită, după curba ES;
 terțiară Fe3C III separată din ferită, după curba PQ;
 eutectică Fe 3CE separată în reacția eutectică
 eutectoidă Fe3C e separată în reacția eutectoidă;
Curbele diagramei au următoarea semnificație fizică [36]:
 AB – limita de solubilitate a Fe δ în lichid; începe cristalizarea Fδ din L;
 BC – limita de solubilitate a Fe γ în lichid; începe cristalizarea A din L;
 CD – limita de solubilitate a C în L; începe cristalizarea Fe 3CI din L;
 SE – limita de solubilitate a C în A; începe separarea Fe 3CII din A;
 PQ – limita de solubilitate a C în Fα; începe separarea Fe 3CIII din Fα;
 NH, NJ – linii de început și de sfârșit de transformare alotrop ică Feδ↔Feγ,
respectiv de transformare fazică Fδ↔A;
 GS, GP – linii de început și de sfârșit de transformare alotrop ică Feγ↔Feα,
respectiv de transformare fazică A ↔ Fα;
 HJB – izoterma peritectică la 1495˚C, cu reacția peritectică: F δH + LB ↔ AJ
 ECF – izoterma eutectică la 1148˚C, cu reacția eutectică: L C ↔ E (A E +Fe 3CE),
unde E este simbolul eutecticului, iar Fe 3CE este cementita eutectică;
 PSK – izoterma eutectoidă la 727˚C, cu reacția eutectoidă: AS ↔ P (Fα P+
Fe3CeK), unde P este simbolul eutectoidului perlită, iar Fe 3Ce al cementitei

171 eutectoide; o consecință a reacției eutectoide este recristaliz area eutecticului, E,
în ledeburită, Led: E (A +Fe 3C) ↔ Led (P + Fe 3C)
 MO – izoterma transformării magnetice a feritei.
Punctele remarcabile din diagramă sunt: P – limita de solubilitate a C în Fα; E –
limita de solubilitate a C în A; H – limita de solubilitate a C în Fδ; J – punct peritectic;
C – punct eutectic; S – punct eutectoid; iar pe verticala fieru lui (capătul cu 100% Fe al
diagramei) se evidențiază punctul de topire A (1538˚C), se rema rcă punctele de
transformare alotropică N (1394˚C) și G (912˚C), respectiv punc tul Curie M (770 ˚C).
Coordonatele punctelor de pe diagramă sunt redate în tab. 6.1.
Tab.6.1. Coordonatele (abscisa și ordonata) punctelor din sistemul Fe-cementit ă
Punctul A B C D E F G H J K N P Q S
Abscisa,
%Cm 0 0,54 4,30 6,67 2,11 6,67 0 0,10 0,16 6,67 0 0,02 0,002 0,77
Ordonata,
0C 1538 1495 1148 1250 1148 1148 910 1495 1495 727 1392 727 Ta* 727
*temperatura ambiant ă

Punctele critice ale oțelurilor corespund unor c urbe de pe diagrama de echilibr u
metastabil Fe-Fe 3C, la care are loc echilibrul term odinamic al fazelor (fig.6.2) . Osmond
a pr opus notarea punctelor critice cu litera A de la cuvântul francez arrêt (opr ire pe
curba de răcire). Aceste puncte sunt [17]:
 A0: izoterma la temperatura 210˚C limitată de linia PQ și vertica la Fe 3C. Este
temperatura de transformare magnetică a cementitei.
 A1: izoterma eutectoidă PSK. Este temperatura de echilibru termod inamic între
austenită și perlită: A ↔P. Transformarea are histerezis ter mic (întârziere). De
aceea se definește punctul critic la încălzire A c1>A 1 la care are loc transformarea
P → A și punctul critic la răcire A r1<A 1, punctul de transformare A → P.
 A2: linia frântă MOSK. Este punctul de transformare magnetică a f eritei. Pe
porțiunea MO datorită transformării magnetice a feritei, iar pe porțiunea OSK
datorită transformării feritei în austenită.
 A3:curba GS, punctul critic de echilibru termodinamic Fα ↔ A. Tra nsformarea
de fază prezintă histerezis termic. Se definește la încălzire p unctul A c3 >A 3 de

172 sfârșit de transformare Fα → A și la răcire A r3 < A 3, punctul de început de
transformare A → Fα.
 Acem: curba SE, punctul de echilibru termodinamic A ↔ Fe3C II. De asemenea
se definește la încălzire punctul A ccem > A cem de sfârșit de transformare Fe3C II →
A și la răcire punctul A rcem < A cem , de început de transformare A → Fe3C II.
 A4: curba NJ, punctul de echilibru termodinamic Fδ ↔ A. La încălz ire se
definește punctul A c4 > A 4, de început de transformare A → Fδ și la răcire A r4 <
A4, punctul de sfârșit de transformare Fδ → A.

Fig. 6.2. Punctele critice ale o țelurilor [17]

Punctele critice ale oțelurilor permit indicarea temperaturii d e încălzire la
tratament termic. Valorile pentru un oțel dat se obțin la inter secția verticalei de
compoziție a aliajului cu lin iile diagramei de echilibru.
În funcție de conținutul de carbon, aliajele Fe-C se clasifică în:
 Fierul tehnic pur , care conține sub 0,0218 %C;
 Oțelurile carbon : aliaje Fe-C care conțin între 0,0218 și 2,11 %C. În funcție d e
compoziție chimică și structură, se clasifică în: hipoeutectoid e, între 0,0218 și
0,77% C; eutectoide, cca 0,77 %C; hipereutectoide, între 0,77-2 ,11 %C;
 Fontele albe : aliaje Fe-C care conțin între 2,11 și 6,67 %C. Se clasifică î n:
hipoeutectice, între 2,11 și 4,3 %C; eutectice, la circa 4,3 %C ; hipereutectice,
între 4,3 și 6,67 %C.

173 6.2.1.1. Cristalizarea aliajelor Fe-C dup ă diagrama metastabil ă
6.2.1.1.1. Cristalizarea o țelurilor

În cele ce urmează, se vor analiza transformările care au loc l a cristalizarea
primară și la cristalizarea secundară (recristalizarea) a trei tipuri de oțeluri carbon, de
compoziție hipoeutectică x, eutectică y și respectiv hipereutec tică z, ilustrate în Fig. 6.3.
Tot în figura 6.3 este prezentată și curba de răcire corespunză toare sistemului de
compoziție hipoeutectică x.

Fig.6.3. Cristalizarea primar ă și secundar ă a oțelurilor carbon și curba de
răcire pentru un o țel hipoeutectoid [17]

Cristalizarea primară a unui oțel hipoeutectoid, care conține î ntre 0,09 și 0,17 %C
începe sub temperatura punctului lichidus T 1, când din solu ția lichidă L suprasaturată în
Feδ încep să se separe cristalite de ferită, Fδ.
 În intervalul T 1-T2, ambele faze, L(după linia AB) și Fδ (după linia AH) se
îmbogățesc în carbon. Formarea cristalelor de ferită delta este însoțită de o
degajare de căldură (curba de r ăcire a oțelului este convexă).

174  La atingerea temperaturii T 2 (1495˚C), pe izoterma peritectică HJB, sunt în
echilibru trei faze (fig. x): Fδ H ↔ A J ↔L B și sunt îndeplinite condițiile pentru
desfășurarea reacției peritectice:
 LB(0,54%C) +Fδ H(0,10%C) ↔A J(0,16%C)
 În intervalul T 2-T3 faza lichidă în exces rămasă la sfârșitul transformării
peritectice se solidifică sub formă de cristale de austenită. P rocesul de
solidificare este însoțit de o degajare de căldură (curba de ră cire a oțelului este
concavă);
 Sub T 3-T4, oțelul este monofazic austenitic și se răcește fără transform ări.
Procesul de solidificare este însoțit de o degajare de căldură (curba de răcire a
oțelului este convexă);
 Recristalizarea oțelului începe sub temperatura T 4 când, datorită transformării
alotropice a Fe γ în Fe α, din austenită încep să se separe cristalite de ferită F α
numită ferită proeutectoidă. Transformarea alotropă a fierului este frânată de
existența carbonului dizolvat in terstițial în austenită; datori tă formării feritei se
produce o degajare de căldură (curba de răcire a oțelului este concavă), iar
concentrația masică de carbon a austenitei variază după curba T 4S;
 Până la T 5 (770˚C), Fα este paramagnetică. La T 5, are loc transformarea
magnetică a feritei. Sub T 5, continuă separarea de Fα feromagnetică.
 Datorită formării feritei, la atingerea temperaturii T 6, (corespunzătoare izotermei
PSK) austenita are concentrația masică de carbon corespun zătoare abscisei
punctului S (0,77%) și sunt îndeplinite condițiile desfășurării transformării
eutectoide:
6
(0,77% )(0,02% ) 3 ()T
SCPCA
PerlităF Fe C  
 Transformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curb a de răcire a
oțelului prezintă un palier la T 6 = 7 2 7 oC), în urma desfășurării acestei
transformări structura oțelului fiind alcătuită din doi constit uenți: perlită (P) și
Fα;

175  La răcirea oțelului în intervalul de temperaturi (T 6;Tambiant ), solubilitatea
carbonului în ferită scade după linia PQ și carbonul în exces ( ce nu mai poate fi
dizolvat de ferită) se separă s ub formă de cementită terțiară ( Fe3CIII); datorită
formării cementitei terțiare se degajă căldură și curba de răci re a oțelului este
concavă.
Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, s tructura oțelului
carbon hipoeutectoid este alcătuită din (fig.6.4a-d):
 fazele: ferită (Fα) și cementită (Fe 3C);
 constituenții: perlită (P), ferită (Fα) și cementită terțiară ( Fe3CIII).
Un oțel carbon eutectoid de compoziție y prezintă următoarele transformări la
răcirea din stare lichidă:
 În intervalul de temperaturi (T 1;T2) se produce cristalizarea primară a oțelului,
faza lichidă transformându-se în austenită; datorită formării c ristalelor de
austenită se degajă căldură (cur ba de răcire a oțelului este co ncavă);
 În intervalul de temperaturi (T 2;T6) are loc răcirea structurii monofazice
austenitice, fără a se produce modificări structurale (curba de răcire a oțelului
este convexă);
 La temperatura T 6 austenita de compoziția punctului eutectic S se separă în Fα
și Fe 3Ce conform reacției eutectoide:
6
(0,77% )(0,02% ) 3 ()T
SCPC eA
PerlităF Fe C  
Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, s tructura oțelului
carbon hipereutectoid este alcătuită din (fig.6.4e):
 faze: ferită (Fα) și cementită (Fe 3C);
 constituenți: perlită (P)
Un oțel carbon hipereutectoid de compoziție z prezintă următoarele transformări
la răcirea din stare lichidă:
 În intervalul de temperaturi (T 1;T2) se produce cristalizarea primară a oțelului,
faza lichidă transformându-se în cristale poligonale de austeni tă; datorită

176 formării cristalelor de austenită se degajă căldură (curba de r ăcire a oțelului este
concavă);
 În intervalul de temperaturi (T 2;T3) are loc răcirea structurii monofazice
austenitice, fără a se produce modificări structurale (curba de răcire a oțelului
este convexă);
 Sub temperatura T 3 (corespunzătoare punctului de intersecție dintre verticala
aliajului și linia ES a diagramei) concentrația masică de carbo n a oțelului
analizat depășește conținutul procentual de carbon care poate f i dizolvat de
austenită și, ca urmare, carbonul în exces (ce nu mai poate fi dizolvat de
austenită) se separă sub formă de cementită secundară (dispusă ca o rețea la
marginea cristalelor de austenită); datorită formării cementite i secundare se
degajă căldură (curba de răcire a oțelului este concavă), iar c oncentrația de
carbon a austenitei scade după linia T 3S;
 Datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperatu rii T 6=727 oC
( c o r e s p u n z ă t o a r e i z o t e r m e i P S K ) , a u s t e n i t a a r e c o n c e n t r a ț i a m a s i c ă d e
carbon corespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) și sunt înd eplinite
condițiile desfășurării transformării eutectoide:
6
(0,77% )(0,02% ) 3()T
SCPCA
PerlităFeC  
 Transformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curb a de răcire a
oțelului prezintă un palier la T 6), în urma desfășurării acestei transformări
structura oțelului fiind alcătuită din doi constituenți: perlit ă (P) și cementită
secundară (Fe 3CII);
 La răcirea oțelului în intervalul de temperaturi (T 6;Ta), solubilitatea carbonului
în ferită scade după linia PQ și carbonul în exces (ce nu mai p oate fi dizolvat de
ferită) se separă sub formă de cementită terțiară; datorită for mării cementitei
terțiare se degajă căldură și curba de răcire a oțelului este c oncavă; cementita
terțiară se depune pe formațiun ile de cementită preexistente în structura oțelului
și nu apare ca o fază distinct ă (decelabilă microscopic) a aces tei structuri.

177 Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, s tructura oțelului
carbon hipereutectoid este alcătuită din (fig.6.4f):
 faze: ferită (Fα) și cementită (Fe 3C);
 constituenți: perlită (P) și cementită secundară (Fe 3CII).
Aspectul microstructural al oțelurilor hipoeutectoide diferă în funcție de cantitatea
de carbon. La oțelurile cu conținut redus de carbon, sub 0,06%C , cantitatea de perlită
este foarte mică și ea se prezintă ca un eutectoid disociat. St ructura conține grăunți
poliedrici de ferită cu separări discontinue de Fe 3C eutectoidă și terțiară pe limita de
grăunte (fig. 6.4a).

a b c

d e f
Fig.6.4. Microstructura de echilibru a o țelurilor: a. 0,06%C; b. 0,10%C; c. 0,3%C;
d. 0,6%C; e. 0,8%C; f, 1,2%C; Atac nital 2%; 300 x [17]

În oțelurile care conțin 0,06-0,12 %C, volumul de perlită creșt e și eutectoidul nu
mai disociază, regăsindu-se cei trei constituenți structurali s pecifici oțelului cu 0,1 %C
analizat. La un conținut de carbon peste 0,12 %C, structura evi dențiază numai ferită
proeutectoidă și perlită (fig. x c). Cementita terțiară nu se ob servă, deoarece se separă pe
cementita eutectoidă preexistentă. Până la 0,4 %C, ferita își m enține aspectul poliedric.
Peste 0,4 %C, ferita se găsește sub 50% și ca urmare se separă sub formă de rețea pe
limita foștilor grăunți de auste nită, deveniți perlită (fig. 6. 4d).

178 În oțelul eutectoid, recristali zarea constă din transformarea p rin reacția eutectoidă
a întregii cantități de austenită în perlită. Structura finală a oțelului este formată numai
din perlită lamelară (fig. 6.4e).
La oțelul hipereutectoid, auste nita bogată în carbon își micșor ează la răcire
solubilitatea în carbon de-a lungul curbei ES. Ca urmare, auste nita separă carbonul în
exces, sub forma unei rețele de cementită secundară la limita g răunților de austenită. La
727˚C, austenita rămasă se trans formă cu subrăcire în eutectoid ul perlită. Structura finală
este formată din cementită secundară în rețea și perlită (fig. 6.4f).

6.2.1.1.2. Cristalizarea fontelor albe

După diagrama metastabilă Fe-Fe 3C cristalizează fontele albe, denumite astfel
după aspectul lor în spărtura proaspătă (datorat prezenței ceme ntitei).

Fig.6.5. Cristalizarea fontelor albe și curba de r ăcire pentru o font ă
hipoeutectic ă de compozi ție y, z [17]

Cristalizarea primară (fig. 6.5) a fontei hipoeutectice decurge în felul următor:
 Cristalizarea primară începe sub temperatura punctului lichidus T1, când din
soluția lichidă suprasaturată în Fe γ încep să se separe cristalite de austenită

179 proeutectică. Datorită vitezei rapide de răcire, specifică font elor albe, grăunții
de austenită cresc dendritic. În intervalul T 1-T2, atât lichidul cât și austenita se
îmbogățesc în carbon: lichidul inițial cu compoziția punctului 1 își modifică
compoziția de-a lungul liniei lic hidus, tinzând la compoziția p unctului eutectic
C: L 1→L C. Austenita cu compoziția inițială dată de punctul 1’ (de pe co noda
11’) își modifică compoziția de-a lungul curbei solidus, tinzân d spre compoziția
punctului E: A 1’→ A E. Cristalizarea este însoțită de degajare de căldură și curba
de răcire a fontei este concavă.
 Datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii T 2=1148oC
(corespunzătoare izotermei ECF), faza L are concentrația masică de carbon
corespunzătoare abscisei punctului C (4,30%) și sunt îndeplinit e condițiile
desfășurării transformării eutectice:
2
(4,30% )(2,11% ) 3()T
CCECL
Ledeburit ăA Fe C 
transformarea eutectică decurge la temperatură constantă (curba de răcire a
fontei prezintă un palier la T 2 =1148 oC), în urma desfășurării acestei
transformări structura fontei fiind alcătuită din doi constitue nți: austenită (A) și
amestec mecanic eutectic numit ledeburită (Led).
 La răcirea fontei în intervalul de temperaturi (T 2;T3), solubilitatea carbonului în
austenită scade după linia ES și carbonul în exces (ce nu mai p oate fi dizolvat
de austenită) se separă sub formă de cementită secundară, se de gajă căldură
(curba de răcire a fontei este concavă), iar concentrația masic ă de carbon a fazei
γ scade după linia ES.
 Datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperatu rii T 3=727oC
( c o r e s p u n z ă t o a r e i z o t e r m e i P S K ) a u s t e n i t a a r e c o n c e n t r a ț i a m a s i c ă d e
carbon corespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) și sunt înd eplinite
condițiile desfășurării transformării eutectoide:
6
(0,77% )(0,02% ) 3 ()T
SCPCA
PerlităF Fe C  

180 Transformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curb a de răcire a
fontei prezintă un palier la T 3=727 oC) și afectează atât cristalele de austenită
formate prin cristalizarea fazei lichide, cât și formațiunile g lobulare de austenită
ale ledeburitei. În urma desfășurării acestei transformări stru ctura fontei este
alcătuită din trei constituenți: ledeburită transformată (Led Tr), perlită (P) și
cementită secundară (Fe 3CII).
 La răcirea fontei în intervalul de temperaturi (T 3;Tambiantă ), solubilitatea
carbonului în ferită scade după linia PQ și carbonul în exces ( ce nu mai poate fi
dizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din ferită
este denumită cementită terțiară; datorită formării cementitei terțiare se degajă
căldură și curba de răcire a fontei este concavă; cementita ter țiară se depune pe
formațiunile de cementită preexistente în structura fontei și n u apare ca o fază
distinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.
Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, s tructura fontei albe
hipoeutectice este alcătuită din:
 faze: ferită (Fα) și cementită (Fe 3C);
 constituenți: ledeburită transformată (Led Tr), perlită (P) și cementită secundară
(Fe 3CII).
Pentru fontele hipereutectice (compoziția z de pe diagramă) cristalizarea decurge
în felul următor:
 la T>T 1, fonta este în stare lichidă și se menține în această stare pâ nă la
temperatura T 1;
 În intervalul de temperaturi (T 1;T2), în fonta lichidă apar formațiuni cristaline
aciculare de cementită; cementita separată din L este denumită cementită
primară. Datorită formării cementitei primare se degajă căldur ă (curba de răcire
a fontei este concavă), iar concentrația de carbon a fazei L sc ade după linia T 1C;
 Datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii T 2=11480C
(corespunzătoare izotermei ECF) faza L are concentrația masic ă de carbon
corespunzătoare abscisei punctului C (4,30%) și sunt îndeplinit e condițiile
desfășurării transformării eutectice:

181 6
(0,77% )(0,02% ) 3 ()T
SCPCA
PerlităF Fe C  
Transformarea eutectică decurge la temperatură constantă (curba de răcire a
fontei prezintă un palier la T 2=1148oC), în urma desfășurării acestei transformări
structura fontei fiind alcătuită din doi constituenți: cementit ă primară (Fe 3C') și
ledeburită (Led);
 La răcirea fontei în intervalul de temperaturi (T 2;T3), solubilitatea carbonului în
austenită scade după linia ES și carbonul în exces (ce nu mai p oate fi dizolvat
de austenită) se separ ă sub formă de cemen tită; cementita separ ată din austenită
este denumită cementită secundară; datorită formării cementitei secundare se
degajă căldură (curba de răcire a fontei este concavă), iar con centrația de carbon
a fazei γ scade după linia ES. Cementita secundară se depune pe formațiunile de
cementită preexistente în struc tura fontei (cementita primară ș i cementita din
ledeburită) și nu apare ca o fază distinctă (decelabilă microsc opic) a acestei
structuri;
 Datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperatu rii T 3=727oC
(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentrația masi că de carbon
corespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) și sunt îndeplinit e condițiile
desfășurării transformării eutectoide:
6
(0,77% )(0,02% ) 3()T
SCPCA
PerlităFeC  

transformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curb a de răcire a
fontei prezintă un palier la T 3=727oC) și afectează formațiunile globulare de
austenită ale ledeburitei, în urma desfășurării acestei transfo rmări structura
fontei fiind alcătuită din doi constituenți: cementită primară (Fe 3CI) și ledeburită
transformată (Led Tr);
 La răcirea fontei în intervalul de temperaturi (T 3;Tambiantă ), solubilitatea
carbonului în ferită scade după linia PQ și carbonul în exces ( ce nu mai poate fi
dizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din ferită

182 este denumită cementită terțiară; datorită formării cementitei terțiare se degajă
căldură și curba de răcire a font ei este concavă. Cementita ter țiară se depune pe
formațiunile de cementită preexistente în structura fontei și n u apare ca o fază
distinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.
Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, s tructura fontei albe
hipereutectice este alcătuită din (fig.6.6a):
 faze: ferită (Fα) și cementită (Fe 3C);
 constituenți: ledeburită transformată (Led Tr) și cementită primară (Fe 3CI).
La o fontă eutectică, întreaga cantitate de lichid suferă reacț ia eutectică, fără
separarea unei faze proeutectice. Procesele de recristalizare, aceleași ca la aliajul y,
afectează austenita eutectică, c are separă cementită secundară apoi se transformă în
perlită. Structura finală conține numai ledeburită (fig. 6.6b).
La fonta hipereutectică, cristalizarea începe prin separarea di n lichidul bogat în
carbon a unor cristale plate (aciculare în secțiunea metalograf ică) de cementită primară.
Lichidul își micșorează conținutul de carbon tinzând spre conce ntrația eutectică C. La
1148˚C, lichidul LC rămas se transformă în eutectic, care prin recristalizare ca și la
aliajul y devine ledeburită. Structura finală conține cementită primară și ledeburită (fig.
6.6c).

a b c
Fig.6.6. Microstructura fontelor albe: a. 3%C; b. 4,3%C; c. 5%C;
Atac nital 2% [17]

6.2.3. Diagrama de echili bru stabil Fe -grafit

Diagrama Fe-grafit se obține din diagrama Fe-Fe 3C, prin deplasarea liniilor de
separare a cementitei la temperatu ri mai ridicate și la concent rații mai reduse în carbon.

183 În figura 6.7 se reprezintă cu linie întreruptă diagrama Fe-gra fit suprapusă pe
diagrama Fe-Fe 3C, figurată cu linie continuă. Punctele sunt notate cu aceleași litere ca la
diagrama Fe-Fe 3C, dar cu prim.

Fig.6.7. Diagrama de echilibru stabil Fe-grafit. Cristalizarea fontei cenu șii
feritice cu 3%C [17]

Pe diagramă sunt trecuți cons tituenții din sistemul stabil:
 grafitul primar G I cristalizează după linia C’D’;
 grafitul secundar G II care cristalizează după linia E’S’;
 grafitul eutectic G E la izoterma E’C’F’;
 grafitul eutectoid G e la izoterma P’S’K’.
Tab.6.2. Coordonatele punctelor de pe diagrama Fe-grafit
Punctul A C‘ D‘ E‘ F‘ G K‘ P‘ Q S‘
Abscisa,
%C m 0 4,26 100 2,08 100 0 100 0,02 0,00.. 0,68
Ordonata,
0C 1538 1154 3540 1154 1154 910 738 738 Ta 738

Nu s-a constatat practic separar ea grafitului terțiar. Punctul D’ corespunde
temperaturii de topire a grafitului, care depășește 3500˚C.
Ca aplicație de studiu pentru această diagramă s-a exemplificat cristalizarea unei
fonte cenușii hipoeutectice cu 3%C.

184 Cristalizarea începe cu subrăcire la temperatura punctului lich idus, T 1, prin
formarea dendritelor de austenită proeutectică (fig. 6,8a). Ca urmare, atât lichidul cât și
austenita se îmbogățesc în carbon: lichidul își modifică compoz iția de-a lungul curbei
lichidus de la compoziția punctulu i 1, tinzând spre compoziția eutectică C’, iar austenita
după curba solidus, de la compoz iția punctului 1’ tinzând spre compoziția E’. Pe
izoterma E’C’F’, are loc reacția eutectică, la care soluția lic hidă rămasă interdendritic se
transformă în colonii eutectice formate din austenită și grafit eutectic, GE:
LC’ ↔ E (A E’ + G EF’)
În interiorul coloniei, grafitu l se dezvoltă în spațiu sub form ă de foiță, pentru că
are viteza de creștere maximă î n planul bazal și minimă perpend icular pe acesta. Foițele
sunt interconectate și curbate asemenea petalelor unei flori (f ig.6.8b), deoarece
dezvoltarea grafitului în masa austenitică nu este liberă. Apar tensiuni interne, care
favorizează maclări multiple și schimbarea direcției de creșter e. În planul metalografic,
grafitul are aspect lamelar.
În intervalul T 2-T3, austenita își micșorează solubilitatea în carbon și separă
carbonul în exces sub formă de grafit secundar, G II, care se depune pe grafitul eutectic
separat anterior. Austenita își modifică continuu compoziția de -a lungul curbei E’S’,
tinzând spre compoziția eutect oidă S’ (AE’ → AS’).
La temperatura T 3, austenita rămasă suferă reacția eutectoidă, transformându-se
într-un eutectoid alcătuit din ferită Fα și grafit eutectoid G e:
AS’ ↔ e (Fα P’ + Ge K’)

Fig.6.8. a. Structura primar ă a fontei cenu șii hipoeutectice; b. forma spa țială a
grafitului eutectic [17]

Datorită condițiilor dificile de germinare a grafitului în faza solidă, grafitul
eutectoid se separă pe grafitul eutectic și secundar preexisten t. Sub T 3, structura fontei

185 va conține o masa metalică feritică în care sunt separări de gr afit lamelar: Fα + G (fig.
6.7, fig.6.8a), unde G = G E+ G II+G e. Fonta cenușie feritică cris talizează în totalitate după
diagrama Fe-grafit, în condițiile unei viteze de răcire foarte lente. Dacă fonta conține Si
>1,5%, atunci se manifestă efectul grafitizant al siliciului, o bținându-se structura feritică
mai economic, la viteze mai mari de răcire. Aceasta este situaț ia fontelor cenușii utilizate
industrial.
Atunci când la nivelul izotermei eutectoide se aplică o viteză mare de răcire,
transformările se desfăș oară după diagrama Fe-Fe 3C. Austenita se transformă în perlită,
obținându-se fonta cenușie perlitică, care conține o cantitate mai redusă de grafit
corespunzătoare grafitului eutectic și secundar (fig. 6.8c).
Când viteza de răcire la nivelul izotermei eutectoide este mode rată, austenita se
transformă în perlită, iar cementita eutectoidă se descompune p arțial în ferită și grafit.
Se obține fonta cenușie ferito-perlitică. Descompunerea cementi tei este confirmată de
poziționarea feritei în vecinătatea grafitului (fig. 6.8b).
Dacă viteza de răcire rapidă se in troduce de la temperaturi sup erioare izotermei
eutectoide, tranziția la sistemul Fe-Fe 3C asigură atât stabilitatea perlitei, cât și a unei
cantități de cementită secundară. Se obține fonta cenușie perli to-cementitică, numită și
pestriță (fig. 6.8d). Cementita secundară, provenind din austen ita proeutectică, se va
regăsi în structura finală ca separări la limita grăunților de perlită.
Fontele cenușii hipereutectice se caracterizează prin separări grosiere de grafit
primar. Cum acesta se separă din faza lichidă, prezintă o creșt ere liberă și adoptă forma
de placă în spațiu, respectiv de ac în planul metalografic. Ace ste fonte nu sunt utilizate
practic.

6.2.4. Diagrame de faze și con stituenți ale aliajelor Fe-C

Aplicând principiile și metodele prezentate anterior se pot con strui diagramele
structurale (de faze și de cons tituenți), la orice temperatură, pentru sistemul caracterizat
de diagrama Fe-C (fig. 6.1 și fig. 6.9) și care permit estimare a concentrației masice în
carbon, dacă este cunoscută ponderea respectivei faze în micros tructură (de exemplu prin
analiză microscopică).

186 Astfel, dacă microstructura corespunde unui oțel carbon hipoeut ectoid, iar
conținutul procentual de perlită în această microstructură are valoarea %P, concentrația
masică de carbon a oțelului carbon hipoeutectoid se poate estim a cu relația:
%% 0 ,02 0,75100PC (102)

Fig.6.9. Diagrama de faze și constituen ți la temperatur ă ambiantă pentru ale
aliajelor din sistemul metastabil Fe-Fe 3C [21]

Dacă microstructura este alcătuită numai din perlită (100 %P), proba examinată
este din oțel carbon eutectoid, cu concentrația de carbon %C =0 ,77 %;
Dacă microstructura corespunde unui oțel carbon hipereutectoid , iar conținutul
procentual de cementită secundară în această microstructură are valoarea %Fe 3CII,
concentrația masică de carbon a oțelului carbon hipereutectoid se poate determina cu
relația:
3 %%0 , 7 7 5 , 9100III Fe CC  ( 103)
Dacă microstructura corespunde unei fonte albe hipoeutectice ia r conținutul
procentual de ledeburită transformată în această microstructură are valoarea %Led Tr,
concentrația masică de carbon a fontei albe hipoeutectice se po ate determina cu relația:

187 %%2 , 1 1 2 , 1 9100trLedC ( 104)
Dacă microstructura este alcătuită numai din ledeburită transfo rmată (100%
Led Tr), proba examinată este din fontă albă eutectică, cu concentraț ia masică de carbon
de 4,3%;
Dacă microstructura corespunde unei fonte albe hipereutectice i ar conținutul
procentual de cementită primară în această microstructură are v aloarea %Fe 3CI,
concentrația masică de carbon a fontei albe hipereutectice se poate determina cu relația:
3 %%4 , 3 2 , 3 7100I Fe CC  ( 105)
Se pot construi în principiu și diagramele de variație a conțin uturilor procentuale
de faze și/sau constituenți în funcție de temperatură pentru or ice oțel carbon sau fontă
albă.

6.3. Oțelurile carbon

Oțelurile reprezintă un material tehnic de largă utilizare dato rită proprietăților sale
remarcabile, printre care se pot enumera [17, 21]:
 preț de cost scăzut;
 prelucrabilitate tehnologică multip lă și ușoară. Oțelurile pot fi prelucrate prin
turnare, sudare, deformare plastică la cald (laminare, forjare, presare, matrițare),
deformare la rece (laminare, tragere, presare, ambutisare, extr uziune), așchiere.
 gamă largă de proprietăți și de utilizări. Prin aliere, tratame nte termice,
mecanice, termochimice, termom ecanice se pot obține variații ma ri ale
proprietăților mecanice. Astfel duritatea unui oțel nealiat poa te varia de la 80
HB pentru oțelul feritic în stare recoaptă la 650 HB pentru oțe lul eutectoid călit
la martensită. Prin aliere și tr atament termic se pot obține pr oprietăți electrice,
magnetice și de rezistență la coroziune remarcabile, proprietăț i mecanice și
fizico-chimice la temperaturi extreme și presiuni mari;
 posibilități de asamblare în construcții mecanice complexe sau compuse;

188  durabilitate în condiții atmosferice și temperaturi normale. Vi teza de coroziune
fără protecție anticorozivă este de 0,02mm/an și se poate îmbun ătăți prin
tratamente termochimice, aliere, acoperiri de protecție.
 posibilități de refolosire prin retopire.
Având o mare diversitate de compoziții chimice, structuri și do menii de aplicare
se folosesc clasificări parțiale după mai multe criterii:
1) după modul de elaborare sunt oțelu ri de cuptor Siemens-Martin, de cuptor
electric și de convertizor.
2) după starea de livrare sunt oțeluri laminate la cald (cojite sa u necojite), forjate,
laminate sau trase la rece, turnate.
3) după compoziția chimică:
 oțeluri carbon (nealiate), care conțin Fe, C și elemente însoți toare
permanente: Mn<0,80%; Si<0,5%; S<0,055%; P<0,045%; Cu<0,030%.
În funcție de gradul de dezoxidare cu Si, se pot diferenția: oț eluri:
necalmate cu < 0,07 %Si; semicalmate cu 0,07 – 0,17 %Si; calmat e cu >
0,17 %Si; calmate, dezoxidate suplimentar cu Al.
 oțeluri aliate, care în afară de Fe, C, și elemente însoțitoare permanente
conțin elemente de aliere: Si>0,5%, Mn>0,8%, Al>0,1%, Cr, Ni, M o, W,
V, Ti etc. După gradul de aliere acestea pot fi: slab aliate, d acă suma
elementelor de aliere este sub 2, 5%; mediu aliate, de la 2,5 la 10%
elementelor de aliere; înalt a liate, peste 10% elementelor de a liere.
4) după structura de echilibru (recoaptă), obținută prin răcirea l entă în cuptor
(pentru oțeluri carbon și aliate) sau după structura în stare n ormalizată (forjată
sau laminată), rezultată prin încălzire la 900-950˚C și răcire în aer ( numai pentru
oțeluri aliate).
5) după duritate: oțeluri extra-moi sub 0,1 %C; moi cu 0,1-0,25 %C ; semi-moi cu
0,25-0,4 %C; semi-dure 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;
6) după destinație:
 oțeluri de construcție, pentru construcții metalice și mecanice , care se
utilizează în condiții normale de so licitare mecanică, termică și chimică;

189  oțeluri pentru scule, destinate confecționării sculelor de prel ucrare;
 oțeluri cu proprietăți speciale, pentru organe de mașini și pie se, care
lucrează în condiții deosebite de temperatură, presiune, medii agresive sau
care au proprietăți fizice deosebite (oțeluri inoxidabile, refr actare,
magnetice, electrotehnice, pentru magneți permanenți etc.).
Proprietățile oțelurilor carbon în starea de echilibru depind d e natura și cantitatea
fazelor și a constituenților stru cturali de echilibru (diagrame le de faze și structură din
figura x), care variază cu conținutul de carbon. Din tabelul 6. 3 se observă că ferita
imprimă oțelurilor plasticitate, tenacitate și feromagnetism; p erlita rezistență mecanică,
elasticitate și duritate, iar cem entita – duritate și fragilita te [17, 21].
Tab.6.3. Propriet ățile mecanice ale constituen ților structurali la o țeluri [17]

Constituentul Rezistența
la tracțiune
Rm[N/mm2] Duritatea
Brinell HB
[daN/mm2] Alungirea
la rupere
A [%] Proprietățile
imprimate
aliajelor
Ferita (Fα) 280 80 50 Plasticitate,
tenacitate,
feromagnetism
Fe3C 40 800 0 Duritate, fragilitate
Perlita
(89%Fα+11%Fe 3C) 800 200 10 Rezistență
mecanică,
elasticitate,
duritate
Ledeburita
(40%P+60%Fe 3C) – 635 0 Duritate și
fragilitate

În figura 6.10 se prezintă influența carbonului asupra propriet ăților mecanice. În
domeniul hipoeutectoid, creșterea conținutului de carbon produc e mărirea indicatorilor
de rezistență (rezistența la tracțiune R m, duritatea Brinell HB), respectiv scăderea celor
de plasticitate (alungirea specifică la rupere A, gâtuirea la r upere Z) și de tenacitate
(reziliența KCU). Aceasta se corelează cu faptul că, odată cu c onținutul în carbon, se
mărește cantitatea de perlită și scade cea de ferită. În domeni ul hipereutectoid apare
cementita secundară, care determină mărirea durității, dar redu cerea plasticității și
tenacității. Rezistența la tracțiune prezintă un maxim la 0,9-1 %C, pentru că la

190 conținuturi mai mari de carbon cementita secundară se separă ca rețea continuă la limita
grăunților de perlită, cu efect fragilizant.

Fig.6.10. Influenta con ținutului de carbon asupra unor propriet ăți mecanice și
fizice [17, 21]

Tot în figura 6.10 se prezintă influența carbonului asupra unor proprietăți fizice.
La creșterea conținutului de carbon scade cantitatea de ferită, se mărește cantitatea de
cementită și ca urmare se măresc rezistivitatea electrică ρ, câ mpul coercitiv H c și se reduc
permeabilitatea magnetică µ și i nducția magnetică remanentă B r.

6.3.1. Influența elementelor însoțitoare permanente

Oțelurile tehnice sunt aliaje polinare, care conțin elemente în soțitoare permanente
în cantități mici, care pot influența sesizabil proprietățile o țelurilor. Aceste elemente
provin [17, 21]:
 în urma reacțiilor de dezoxidare (Si, Mn, Al);
 din imposibilitatea eliminării lor totale la elaborare (P, S);
 din reacții cu faza gazoasă la e laborare sau turnare (O, N, H).
Siliciul se găsește sub 0,5% în oțelurile carbon. Siliciul provine din f onta brută,
căptușeala cuptorului de elaborare, zgură și dezoxidarea oțelul ui la elaborare.
Si + 2 FeO → SiO 2 + 2 Fe

191 Siliciul se găsește în oțel dizolvat în ferită sau sub formă de incluziuni nemetalice
(oxizi sau silicați). Prin dizolvare în ferită, siliciul o duri fică, mărind duritatea și
rezistența oțelului.
Manganul este limitat la 0,8%. Se adăugă la elaborare oțelului în scopu l
dezoxidării și desulfurării acestuia.
Mn + FeO → MnO + Fe și Mn + FeS → MnS + Fe Prin substituția fierului în sulfura de fier, Mn elimină fragil itatea la cald a oțelului.
În oțel Mn se găsește sub formă de incluziuni nemetalice ca: ox izi (MnO), sulfuri (MnS),
silicați (MnO·SiO2, 2MnO·SiO
2), contribuind la formarea fibrajului de deformare
plastică și la anizotropia proprietăților mecanice. Manganul se dizolvă în cementită,
mărind rezistența și duritatea oțelului.
Aluminiul este limitat la 0,03%. Se introduce la elaborare pentru dezoxi darea
suplimentară a oțelului.
2Al + 3 FeO → Al 2O3 + 3Fe
Particulele submicroscopice de Al 2O3, distribuite pelicular la limita grăunților de
austenită reprezintă o barieră mecanică, care împiedecă creșter ea granulației austenitice
la tratamentul termic sau la deformarea plastică la cald, rezul tând o granulație secundară
fină și mărirea caracteristicilor de rezistență, plasticitate ș i tenacitate a oțelului. De
asemenea, aluminiul se introduce în oțelurile de ambutisare pen tru a elimina
îmbătrânirea mecanică a oțelului datorată azotului.
Fosforul este limitat în general la maxim 0,055%. Provine din minereuri și se
îndepărtează la elaborare. Fosforul se dizolvă în ferită până l a 1,2%. Raza atomică a
fosforului este mult mai mare decât a fierului, ceea ce produce o puternică deformare
elastică a rețelei cristaline a fierului, cu efect de durificar e și scădere a tenacității oțelului.
La 0,3%P oțelul este foarte fra gil, reziliența fiind nulă. Aces t fenomen poartă denumirea
de fragilitate la rece.
Se utilizează conținuturi mai mari în fosfor (0,10-0,15%P) la o țelurile prelucrate
prin așchiere pe mașini unelte automate, deoarece prin efectul de fragmentare a așchiilor
P îmbunătățește prelucrabilitatea prin așchiere. În oțelul fosf oros pentru piulițe este un
conținut de 0,2-0,4%P în scopul creșterii durității și îmbunătă țirii rezistenței la uzare.
Oțelul are de asemenea o bună prelucrabilitate prin așchiere și o calitate deosebită a

192 suprafeței prelucrate. Se admite un conținut mai mare de P în o țelurile pentru poduri,
pentru că P împreună cu Cu măr ește rezistența la coroziune.
Sulful se limitează la maxim 0,045%. Sulful provine din minereu și din produsele
de ardere ale combustibilului de la cuptoarele de elaborare. Ce le mai reduse conținuturi
în S (<0,03%) se obțin la elaborarea în cuptoarele Martin bazic și electric.
Sulful nu se dizolvă în fier. Î n absența manganului, sulful rea cționează chimic cu
fierul, formând sulfura de fier, FeS, cu temperatura de topire de 1190˚C. Sulfura de fier
cristalizează ultima în procesul de solidificare al oțelului, l a temperatura 985˚C, sub
forma unui eutectic E (Fe γ + FeS), dispus intercristalin. La conținuturi relativ mici de
sulf în oțel, eutecticul este disociat, prezentându-se ca o reț ea intercristalină de FeS.
Oțelul care conține FeS nu poate fi deformat plastic la cald, d eoarece în domeniul
de laminare, 800-1200˚C, sulful determină două tipuri de fragil itate la cald:
 fragilitate la roșu în intervalul 800-1000˚C, deoarece rețeaua de eutectic
intercristalin nu prezintă suficientă plasticitate;
 fragilitate la temperaturi ridicate, în intervalul 1000-1200˚C, deoarece eutecticul
topit lasă fără coeziune grăunții de austenită.
Fragilitatea oțelului la deformarea la cald se elimină prin des ulfurare cu mangan.
Sulful este legat chimic în sulfura de mangan, MnS, care este p lastică și cu temperatură
de topire ridicată (1610˚C).
Sulful este în cantități mai mari (0,15-0,30%S) în oțelurile pr elucrate prin așchiere
pe mașini unelte automate, deoarece fragilizează așchiile și îm bunătățește
prelucrabilitatea prin așchiere.
Oxigenul este limitat la 0,05%. Provine la elaborare din contactul oțel ului topit
sau la operațiile de încălzire din contactul oțelului solid cu atmosfera oxidantă.
Oxigenul provenit de la elaborare se poate găsi în oțel sub for ma oxidului de fier
FeO (wüstita), cât și sub forma oxizilor elementelor dezoxidant e: MnO, CaO, Al 2O3,
SiO 2. Acești oxizi pot apare sub formă de incluziuni simple sau aso ciate, formând
incluziuni de silicați (2FeO·SiO 2; 3Al 2O3·2SiO 2) sau de spineli (FeO·Al 2O3).
Oxigenul provenit din atmosfera de încălzire a pieselor și semi fabricatelor din oțel
se găsește sub forma de pelicule de FeO pe limita grăunților de austenită. Stratul
superficial oxidat intergranula r (sau ars) este fragil și se ru pe la deformare.

193 Incluziunile oxidice sau silicații exogeni sunt incluziuni nepl astice, în timp ce
silicații endogeni sunt i ncluziuni plastice. În oțelul deformat plastic, incluziunile fragile
se sfărâmă, cele plastice se alungesc și împreună cu cele nedef ormabile se distribuie în
șiruri discontinue în direcția efortului. Incluziunile contribu ie astfel la formarea
fibrajului de deformare și la anizotropia caracteristicelor mec anice.
Proprietățile de utilizare sunt influențate defavorabil de prez ența incluziunilor
nemetalice, care întrerup continuitatea masei metalice. Ele pot constitui amorse de fisură
la oboseală și contribuie la ruperea fibroasă (la structura în șiruri) sau la ruperea în terase
(la distribuția în plăci a incluziunilor exogene masive).
Oxigenul se mai poate găsi în oțeluri turnate și în stare gazoa să (O 2, CO, CO 2),
determinând apariția de sufluri. La deformarea plastică a oțelu lui suflurile cu suprafața
neoxidată se sudează prin presiune. În piesele turnate, prezenț a suflurilor micșorează
secțiunea utilă, care preia efortul.
Azotul este limitat la 0,03% la oțelurile elaborate în cuptor electri c. Azotul
difuzează în oțel din atmosfera cuptorului. Solubilitatea azotu lui în Fe α este maximă, de
0,1% la 590˚C și scade cu temperatura la 10-5% la temperatura ambiantă. De aceea,
dizolvat în ferită la temperaturi ridicate, azotul se separă la răcire sub formă de Fe 4N
(faza γ’).
Prezența azotului are o deosebită importanță mai ales la oțelur ile cu conținut redus
de carbon sub 0,15%C, deformabile la rece, deoarece provoacă îm bătrânirea mecanică a
oțelului. Dacă după deformarea la rece și recristalizarea oțelu rilor, azotul se menține
dizolvat în ferită, în timp apare tendința de separare spontană la temperatura ambiantă
din ferita suprasaturată în azot a azotului în exces. Procesul, numit îmbătrânire mecanică,
se produce după cca 16 zile și este însoțit de o puternică duri ficare și scădere a
plasticității. Acest proces face ca oțelurile susceptibile de î mbătrânire să poată fi
deformate plastic numai în prim ele 15-16 zile de la recristaliz are. Îmbătrânirea produsă
de azot se poate elimina prin dezoxidare cu aluminiu. La 0,03%A l întreaga cantitate de
azot este legată chimic în nitrura de aluminiu, AlN.
Hidrogenul este prezent în oțel în concertații de ordinul procentelor per milion
(ppm). El poate proveni de la umiditatea unor materiale folosit e la elaborare (ferosiliciu,

194 var), din atmosfera cuptoarelor de încălzire sau de la decapare a cu acizi a suprafeței
semifabricatelor.
Hidrogenul se găsește în oțeluri în stare atomică, dizolvat int erstițial în ferită sau
austenită. Solubilitatea hidrogenului în fier scade cu temperat ura de la 0,003% în fierul
lichid, la 0% la temperatura 200˚C. Datorită diametrului atomic mic, hidrogenul
difuzează interstițial cu ușurință în fier, ceea ce permite la răcire evacuarea în atmosferă.
Dacă timpul de evacuare este insu ficient, hidrogenul rămas în o țel, difuzează la defectele
structurale (limite de grăunte) sau la interfața cu incluziunil e nemetalice, unde își reface
starea moleculară, cu o puternică creștere de volum și apariția de tensiuni interne. Aceste
tensiuni pot depăși local limita de rupere a oțelului provocând apariția de microfisuri,
numite fulgi, datorită aspectului strălucitor, luminos, pe supr afața de rupere a oțelului.
Fulgii se formează la temperatura de 200˚C în piesele sau semif abricatele de dimensiuni
mari, răcite rapid, după deformarea plastică la cald. Formarea lor se elimină prin:
evitarea umidității materialelor folosite la elaborare, prin ră cirea lentă până la
temperatura ambiantă sau prin menținerea izotermă la temperatur i peste 200˚C până la
evacuarea completă a hidrogenului în stare atomică.
În cazul curățirii suprafeței de oxizi prin decapare cu acizi, hidrogenul dizolvat în
exces (provenit prin dezlocuire d in acizi de către metal) forme ază sufluri de decapare,
care conțin hidrogen molecular. Sub ambele forme, fulgi sau suf luri, hidrogenul
micșorează tenacitatea oțelului.

6.3.2. Destinația și simbolizarea oțelurilor carbon

După destinație, oțelurile carbon se clasifică în: oțeluri pent ru construcție, pentru
scule și cu destinație specială. Pot fi livrate în stare turnat ă sau laminată, cu sau fără
tratament termic final. Simbolizarea lor exprimă destinația, te hnologia de prelucrare,
caracteristicile mecanice sau conținutul în carbon.
Oțelurile nealiate turnate pentru construcții mecanice de uz ge neral, prevăzute în
SR ISO 3755:1995, se prezintă în anexa 10.2 în corespondență cu mărcile din STAS600-
82. Sunt oțeluri hipoeutectoide, care se livrează în stare reco aptă, după normalizare și
detensionare sau după normalizare, călire și revenire.

195 Mărcile de oțeluri se simbolizează prin indicarea valorii minim e garantate a limitei
de curgere și a rezistenței la tracțiune. Litera W indică mărci le cu capacitate uniformă de
sudare, prin impunerea compoziției chimice și limitarea sumei e lementelor reziduale.
Exemplu: 200-400W SR ISO 3755:1995 [17, 21].
Oțelurile de uz general și de calitate pentru construcție, conf orm SR EN
10025+A1: 1994 cuprind mărcile de oțeluri destinate fabricării produselor laminate la
cald, sub formă de laminate plate și bare forjate, pentru const rucții mecanice și metalice.
Sunt oțeluri hipoeutectoide, care se livrează cu diferite clase de calitate și grade de
dezoxidare. Sunt cele mai ieftine oțeluri, cu o largă utilizare fără alte deformări plastice
la cald sau tratamente termice. Sunt ușor prelucrabile prin așc hiere, sudabile, cu
capacitate de deformare plastică la rece.
În anexa 10.2 sunt indicate mărcile prevăzute în acest standard , cu mărcile
corespondente din STAS 500/2-80 ș i principalele domenii de util izare.
Mărcile de oțeluri se simbolizează prin litera S – oțelul pentr u construcție și prin
litera E – oțelul pentru construcții mecanice, urmată de trei c ifre, care reprezintă valoarea
minimă a limitei de curgere exprimată în N/mm2 pentru grosimi ≤ 16mm, urmată de
clasa de calitate și gradul de dezoxidare.
Sunt prevăzute patru clase de calitate, care garantează [17, 21 ]:
➢ JR – caracteristicile de tracțiune, de îndoire la rece și valoa rea minimă a energiei
de rupere determinată la încercarea de încovoiere prin șoc la 2 0˚C; J0 – valoarea
m i n i m ă a e ne r g i e i d e r u p e r e l a 0 ˚ C ; J 2 , K 2 – v a l o a r e a m i n i m ă a energiei de
rupere la -20˚C, respectiv cu diferență de valoare a energiei d e rupere pentru K2;
➢ G1- oțeluri necalmate; G2- oțeluri cu altă stare decât cea neca lmată; G3, G4- cu
alte caracteristici garantate (sudabilitate etc).
Gradul de dezoxidare se notează: FU- oțeluri necalmate, FN-calm ate și FF-
calmate suplimentar cu Al.
De exemplu oțelul notat cu S235 J2G3, FF SR EN 10025+A1: 1994 î nseamnă oțel
carbon pentru construcții cu rezistența minimă la curgere de 23 5 MPa, valoare minimă
a rezistenței la rupere la -20˚ C, cu sudabilitate ridicată, cal mat suplimentar cu aluminiu.
Oțelurile de calitate nealiate de cementare prevăzute în SR EN 10084:2000, sunt
prezentate în anexa 10.2, în corespondență cu mărcile din STAS 880-88. Sunt oțeluri de

196 calitate superioare, care conțin s ub 0,18%C, max. 0,045%P, 0,02 0-0,045%S. Se supun
îmbogățirii superficiale în carbon, urmată de călire și revenir e joasă, pentru obținerea
unui strat superficial dur și rezistent la uzură asociat unui m iez tenace. Simbolizarea
cuprinde litera C urmată de două cifre care reprezintă conținut ul mediu în carbon în
sutimi de procent, urmate de litera E (dacă sunt oțeluri superi oare cu conținut redus de S
și P) sau de litera R (dacă conținutul de S este controlat). Ex emplu: C10E SR EN
10084:2000.
Oțelurile de calitate nealiate pentru călire și revenire prevăz ute în SR EN 10083-
1:1994 și SR EN 10083-2:1995, sunt prezentate în anexa 10.2 în corespondență cu STAS
880-88. Sunt oțeluri de calitate și superioare, care conțin 0,1 7-0,65%C, max. 0,045%P,
0,020-0,045%S. Sunt oțeluri supuse tratamentului termic de îmbu nătățire (călire și
revenire înaltă), pentru obținerea unor piese cu rezistență mec anică și tenacitate ridicate.
Simbolizarea cuprinde o cifră, care indică clasa de calitate, u rmată de litera C și
de două cifre, care reprezintă conținutul mediu în carbon în su timi de procent. Sunt
prevăzute 3 clase de calitate: 1 pentru oțelurile carbon de cal itate; 2 pentru oțelurile
carbon de calitate superioare cu c onținut redus de sulf și fosf or; 3 pentru oțelurile
superioare cu conținut de sulf c ontrolat. De exemplu: 1 C 45 SR EN 10083-2:1995.
Oțelurile carbon pentru scule, conform SR EN ISO 4957:2002, cup rind oțeluri
prelucrate prin deformare plastică la cald sau la rece sub form ă de produse laminate,
forjate și trase, cojite sau șlefuite destinate confecționării sculelor. Sunt oțeluri care
conțin 0,42-1,25 %C, folosite cu tratamentul termic final de că lire și revenire joasă. După
călire ating duritatea superficia lă minim 54-62 HRC. Sunt oțelu ri cu călibilitate redusă,
pentru că numai sub 10 mm diametru se călesc complet în volum, între10-15mm
diametru călirea este superficială în limita a 5mm, iar peste 5 0 mm diametru se călesc în
limita a 2 mm. Stabilitatea termică a structurii este limitată de temperatura de revenire
la 180˚C. Mărcile și domeniile de utilizare sunt prezentate în anexa 10.2.
Se simbolizează cu litera C (oțel carbon de calitate) urmată de una sau două cifre,
care indică conținutul de carbon în sutimi de procent și litera U, care indică domeniul de
utilizare-scule. Exemplu: C80U SR EN ISO 4957:2002

197 6.4. Fonte
6.4.1. Fonte albe

Sunt aliaje Fe-C care conțin între 2,11-6,67 %C și care cristal izează după sistemul
metastabil Fe-Fe 3C în condițiile unor viteze rapide de răcire sau în prezența un or
elemente antigrafitizante (Mn, Cr , Mo, V) și absența celor graf itizante.
Cantitatea totală de carbon (C t) se găsește o mică parte dizolvată în fier (C S) și
restul legată chimic în cementită (C Fe3C). Nu prezintă grafit, ceea ce înseamnă că C G = 0.
Ct = C S + C Fe3C
Prezența cementitei determină aspectul luminos al suprafeței de r u p e r e ș i
denumirea fontei. Din punct de vedere al compoziției chimice și structurii sunt: fonte
hipoeutectice, care conțin 2,11-4,3 %C și au microstructura alc ătuită din perlită,
ledeburită și cementită secundară; fonta eutectică cu ≈ 4,3 %C și microstructura formată
din ledeburită; fonte hipereutectice, care conțin 4,3-6,67 %C ș i au în microstructură
cementită primară și ledeburită.
Sunt aliaje de turnătorie datorită prezenței eutecticului din s tructură. Cele mai
bune proprietăți de turnare (flui ditate, punct de topire redus, segregații minime)
corespund aliajelor cu un conținut de carbon în apropierea punc tului eutectic, care le
asigură un interval de solidificare redus.
Datorită ledeburitei (amestec mecanic de 40% perlită și 60% cem entită) cât și a
cementitei secundare, respectiv primare, fontele albe sunt foar te dure, casante, greu
prelucrabile, neașchiabile, cu utilizare limitată. Cu cât creșt e conținutul de carbon, se
mărește cantitatea de cementită și ca urmare se măresc duritate a și fragilitatea fontei. Din
această cauză își găsesc utilizare doar fontele hipoeutectice. O fontă albă hipoeutectică,
care conține 50-60% perlită (liberă și eutectică) și în rest ce mentită, are duritatea Brinell
440-500 daN/mm2, rezistența la tracțiune 120-150 N/mm2, alungirea specifică la rupere
0%, rezistența la compresiune 2500 N/mm2. Aceste proprietăți determină rezistență la
uzură abrazivă, principala utilizare industrială a fontelor alb e [17, 21].
Se folosesc pentru piese rezisten te la uzură abrazivă ca: cilin dri pentru laminoare
de tablă, roți cu obada dură, bile pentru mori de măcinat, alic e de sablare, calandre de
hârtie, roți de vagoane, axe cu came pentru motoare cu ardere i nternă. Piesele se toarnă

198 în forme metalice, ceea ce asigură un strat superficial dur de 12-30 mm grosime, cu
structură de fontă albă, asociat cu un miez rezistent mecanic, cu structură de fontă
cenușie, separate de un strat intermediar cu structura de fontă pestriță. Pentru
detensionare, se aplică o recoacere la 500-550˚C.
Fonta albă constituie de asemenea materia primă pentru obținere a fontelor
maleabile.
6.4.2. Fonte cenușii

Fontele cenușii cristalizează parțial sau în totalitate după si stemul stabil Fe- grafit,
în condițiile unei viteze lente de răcire, în prezența elemente lor grafitizante și în absența
celor antigrafitizante. Din această cauză fontele cenușii conți n carbon liber sub formă de
grafit (C
G):
Ct = CS + C G + C Fe3C (106)
Prezența grafitului dă aspectul cenușiu al suprafeței de rupere și denumirea fontei.
Din punct de vedere practic, f ontele care conțin grafit reprezi ntă cele mai utilizate aliaje
de turnătorie pentru construcția de mașini.
Fontele cenușii obișnuite au următoarele caracteristici [21]:
 preț de cost mai scăzut decât oțelurile, pentru că se topesc și se toarnă la
temperaturi mai mici;
 bune proprietăți de turnare, contracție la solidificare mai mic ă decât a oțelurilor,
fluiditate ridicată, care permit realizarea de piese cu pereți subțiri, forme
complexe, nerealizabile prin metode mecanice;
 caracteristici mecanice de rezistență și tenacitate inferioare oțelurilor;
 neforjabilitate și deformabilita te plastică practic nulă;
 grafitul asigură o bună prelucrabilitate prin așchiere, capacit ate mare de
amortizare a vibrațiilor, proprietăți lubrifiante în condiții d e frecare uscată,
insensibilitate la crestături, rezistență la coroziune în medii le corozive obișnuite.
 prin modificarea condițiilor de elaborare, turnare sau prin tra tament termic se
poate obține cantitatea, mărimea, forma și modul de distribuție a grafitului, cu
efecte pozitive asupra caracteristicilor mecanice și a ariei ap licațiilor.

199 Clasificarea fontelor de turnătorie se poate face după modul de elaborare,
compoziția chimică, natura masei metalice, distribuția și forma grafitului.
1) După modul de elaborare:
 fonta de primă fuziune, obținută în furnal, folosită ca materie p r i m ă p e n t r u
oțeluri și fonta de a doua fuziune;
 fonta de a doua fuziune, elaborată în cubilouri sau cuptoare el ectrice, prin
retopirea fontei de furnal cu adaosuri de fier vechi, deșeuri d e fontă, feroaliaje
și fondanți pentru reglarea co mpoziției chimice și purității. E ste utilizată pentru
turnarea pieselor în construcția de mașini.
2) După compoziția chimică sunt:
 fonte nealiate, care conțin Fe, C și elemente însoțitoare perma nente în
concentrații mai mari ca la oțeluri: Si-1-3,5%; Mn=0,5-1,5%; S= 0,10-0,15%;
P=0,1- 0,65% care la rândul lor, în funcție de structura de ech ilibru pot fi:
 hipoeutectice, la care E C = 2,08 – 4,26%;
 eutectice cu E C ≈ 4,26%;
 hipereutectice, la care E C >4,26%
unde EC reprezintă echivalentul în carbon, care tine cont de acțiunea
grafitizantă a elementelor însoțitoare siliciu și fosfor. E C se determină cu relația:
EC = C + 0,31·Si + 0,27·P
 fonte aliate, care conțin și elemente de aliere: Si>3,5%; Mn>1, 5%, Ni, Al, Cr,
Mo, V.
3) După natura masei metalice sunt (figura 6.11):
 fonte cenușii feritice, la care întreaga cantitate de carbon ne dizolvat în fier se
găsește sub forma de grafit (C t = CS + CG; C Fe3C =0). Se obțin în condițiile
descompunerii complete a cemen titei. Conțin ferită și grafit la melar.
 fonte cenușii ferito-perlitice, care conțin sub 0,7 %C legat ch imic în cementită
(CFe3C < 0,7%). Se obțin în condițiile descompunerii parțiale a cemen titei
eutectoide. Structura conține fe rită, perlită și grafit lamelar .
 fonte cenușii perlitice, care conțin 0,7-0,8 %C legat chimic în cementită (C Fe3C
≈ 0,7-0,8%). Se obțin în condițiile stabilității cementitei eut ectoide. Structura
conține perlită și grafit lamelar.

200  fonte cenușii perlito-cementitice sau pestrițe, care conțin pes t e 0 , 8 % C l e g a t
chimic în cementită (C Fe3C > 0,8%). Se obțin în condițiile stabilității cementitei
eutectoide cât și unei părți din cementita secundară, uneori eu tectică. Structura
lor conține perlită, cementită secundară, (uneori ledeburită) ș i grafit.
 fonte cenușii fosforoase, care sunt fonte perlitice cu un conți nut mărit de fosfor.
În structură apare și un eutectic ternar fosforos numit steadit ă, alcătuit din
perlită, cementită și fosfură de fier Fe 3P (C Fe3C > 0,8%).
Rezistența maximă a fontei corespunde masei metalice perliti ce, iar cea mai
mare duritate la fontele perlito-cementitice și fosforoase. Cea mai mare capacitate
de amortizare a vibrațiilor aparține masei metalice feritice, l a care cantitatea de grafit
este maximă.

Fig.6.11 Microstructura fontei cenu șii hipoeutectice; a. feritic ă; b. ferito-
perlitică; c. perlitic ă; d. perlito-cementitic ă; e. fosforoas ă Atac nital 2%.; 400 x [17]

4) După modul de distribuție al grafitului (fig. 6.12): pot fi fon te cenușii cu grafit:
A – uniform distribuit, B – în rozete, C – neuniform distribuit , D – interdendritic
neorientat, E – interdendritic orientat.
Modul de distribuție al grafitului este determinat de compoziți a băii topite și
capacitatea de germinare a grafitului. Formele A și B corespund topiturilor hipoeutectice

201 industriale foarte impure, la care are loc germinarea eterogenă a grafitului cu subrăcire
foarte mică.

Fig.6.12. Forme de distribu ție a grafitului: A – uniform distribuit; B – în rozete;
C – neuniform distribuit; D – interdendritic neorientat; E – interdendritic
orientat; 100x [17]

Forma A apare la fontele cenușii hipoeutectice modificate, la c are germinarea
grafitului este intensificată pr in adăugarea suplimentar în top itură de elemente
modificatoare. Forma B de distribuție este specifică fontelor c enușii hipoeutectice
obișnuite. Grafitul C neuniform distribuit apare la fontele hip ereutectice, care conțin
separări grosiere de grafit primar. Distribuțiile D și E coresp und unor fonte foarte pure,
cu conținut redus de carbon, la care germinarea grafitului are loc la subrăciri mari. Forma
D corespunde zonei echiaxiale, iar E zonei columnare a lingoulu i.
Cele mai bune proprietăți mecanice corespund distribuției A, ce le mai reduse
distribuției C. Distribuțiile D și E asigură rezistență la șoc termic. Distribuția C prezintă
capacitatea maximă de amortizare a vibrațiilor.
5) După forma grafitului (figura 6.13):
 fonte cenușii obișnuite cu grafit lamelar cu vârfuri ascuțite ( a). Raportul dintre
lungimea L și grosimea d a separ ării de grafit este L/d >50;
 fonte cenușii modificate cu grafit lamelar cu vârfuri rotunjite (b), cu L/d =25-
50;
 fonte cenușii modificate cu graf it vermicular (c), cu L/d = 2-1 0;

202  fonte maleabile cu grafit de recoacere sau în cuiburi (d), cu L /d = 1,5 –2;
 fonte cenușii modificate cu grafit nodular (e), la care L/d = 1.

Fig.6.13. Forme de grafit: a. lamelar cu vârfuri ascu țite; b. lamelar cu vârfuri
rotunjite; c. vermicular; d. în cuiburi; e. nodular [17]

Cele mai bune caracteristici mec anice de rezistență, plasticit ate și tenacitate sunt
la formele compacte de grafit, nodular sau în cuiburi. Cele mai reduse la fonta cenușie
obișnuită cu grafit lamelar cu vârfuri ascuțite.

6.4.3. Fonte modificate

Grafitul cristalizează într-o structură hexagonală stratificată , cu o slabă legătură
între planele bazale, ceea ce îi determină proprietatea de cliv aj, rezistența mecanică și
duritatea foarte scăzute.
Grafitul are o densitate redusă, ρ = 2,25 g/cm3 față de a fierului 7,87 g/cm3, având
un volum specific mai mare. Are un coeficient de dilatare linia ră 2,5.10-6/˚C, mult mai
mic decât al fierului (11,3.10-6/˚C), ceea ce face ca formațiunile de grafit să se desprindă
cu ușurință de masa metalică.
Grafitul se poate considera o discontinuitate în masa metalică, care micșorează
suprafața efectivă ce preia solicitările mecanice. De aceea can titatea de grafit din fonte
se limitează la 6-10% de volum.
Vârfurile ascuțite al lamelelor de grafit introduc efectul de c restare, deoarece
concentrează tensiuni mecanice de 10 până la 50 de ori mai mari ca tensiunea medie în
masa metalică. Efectul de crestare nu influențează rezistența l a compresiune a fontei, dar
reduce drastic rezistența la tracțiune și ductilitatea fontei.
Efectul de crestare depinde de forma grafitului, fiind minim la fonta cu grafit
nodular și maxim la fontele cenușii obișnuite cu grafit lamelar cu vârfuri ascuțite. Fontele

203 cenușii obișnuite cu grafit lamelar cu vârfuri ascuțite au, în funcție de natura masei
metalice, rezistența la tracțiune R m=100..250N/mm2. Raportul între rezistența la
tracțiune a unei fonte cu grafit nodular și cea a unei fonte ce nușii obișnuite este 2/1 pentru
un conținut de 3%C și de 4/1 pentru 4%C. Alungirea specifică la rupere, indicator de
ductilitate, este la fontele cenușii obișnuite feritice sub 0,8 %, în timp ce la fontele cu
grafit nodular feritice ajunge la 25-30%.
Pentru a îmbunătăți caracteristicile de rezistență și ductilita te a fontelor cenușii se
acționează pentru reducerea cantității de grafit, finisarea, di stribuția uniformă și
compactizarea separărilor grafitice. Aceste obiective se pot re aliza prin modificarea
fontelor.
Modificarea este operația de schimbare a condițiilor de germina re a grafitului la
cristalizarea primară prin introducerea în fonta lichidă a unei cantități mici de elemente
modificatoare, de maxim 2% în masă.
După efectul realizat, elementel e modificatoare se pot grupa în trei categorii:
1) modificatori cu efect germinativ pentru finisarea dendritelor p rimare de
austenită și a coloniilor eutectice, cum sunt: SiC, C (grafit), Al, Ca, Ti, Zr, sau
fero-siliciul, silico-calciul etc. Efectul germinativ se realiz ează pe două căi, fie
prin creșterea activității carbonului în lichid, ca urmare a de scompunerii
carburilor instabile sau prin germinarea eterogenă a grafitului la formarea în
topitură de oxizi (TiO 2, ZrO 2, CaO, Al 2O3, SiO 2), nitruri (TiN, ZrN, AlN) și
carburi (TiC, ZrC).
2) modificatori pentru stabilizarea structurii perlitice: elemente antigrafitizante ca
Mn, Cr, Cu, Sn;
3) modificatori de compactizare a grafitului: Mg, Ce, Ca, Ba, Y.
Efectul de compactizare al grafitului, se explică prin mai mult e teorii. Una dintre
acestea are la bază acțiunea elementelor modificatoare asupra d irecției de creștere
cristalografică a grafitului. În absența acestor modificatori g rafitul este lamelar, pentru
că în planul bazal viteza de creștere este maximă, iar creștere a după o direcție
perpendiculară este împiedecată de prezența atomilor de oxigen și sulf adsorbiți la planul
bazal. Magneziul și ceriul sunt elemente dezoxidante și desulfu rante, care extrag

204 oxigenul și sulful din stratul de adsorbție, lăsând posibilitat ea dezvoltării izotrope,
radiale a grafitului.
O altă teorie are la bază dezagregarea lamelelor de grafit sub acțiunea atomilor
metalici dizolvați interstițial în rețeaua grafitului. Desulfur area intensă produsă de
elementele modificatoare determină creșterea tensiunii superfic iale și aglomerarea
fragmentelor formate în mase sferice.
În funcție de natura elementelor modificatoare inoculate în top itură, fontele
modificate sunt de trei tipuri:
 fonte modificate cu grafit lamelar cu vârfuri rotunjite. Se int roduc modificatori
din grupele I și II, care conduc la un grafit fin, uniform dist ribuit într-o masă
metalică perlitică. Sunt fonte de rezistență mecanică mărită, c u rezistența la
tracțiune R m = 300- 400N/mm2 și alungirea la rupere A = 0,8-1%.
 fonte modificate cu grafit verm icular. Sunt folosiți modificato ri din cele trei
grupe, dar efectul de compactizare este redus, astfel încât rez ultă un grafit
vermicular în masă feritică, ferito-perlitică sau perlitică. Re zistența și
ductilitatea sunt mărite: R m = 350-450N/mm2; A= 1-5%.
 fonte cu grafit nodular, care folosesc elemente modificatoare d in grupa III,
curent 0,02-0,1% Mg. Datorită efectului antigrafitizant al magn eziului, care
favorizează structura de fontă albă, este necesară o postmodifi care a fontei cu
ferosiliciu.
Grafitul nodular anulează efectul de crestare, ceea ce conferă acestor fonte
rezistența și ductilitatea maximă.
După rezistența la tracțiune și alungirea la rupere, fontele cu grafit nodular se pot
grupa în șase clase:
1. fonte cu plasticitate foarte mare, A min = 18 – 22%, cu structură complet feritică;
sunt fonte tenace la temperatu ri negative de –20 și -40˚C;
2. fonte cu plasticitate mare, A min = 10 -15% și structură preponderant feritică (fig.
6.14a);
3. fonte cu plasticitate medie, A min = 7% și rezistență la tracțiune mică, R m,min =
500N/mm2 și structură ferito-perlitică (fig. 6.14b);

205 4. fonte cu rezistență la tracțiune medie, R m min = 600N/mm2 și structură perlito-
feritică;
5. fonte cu rezistență la tracțiune mare, R m min = 700N/mm2 și structură complet
perlitică (fig. 6.14c);
6. fonte cu rezistență foarte mare, R m,min=800-1400 N/mm2 și structură bainito-
martensitică.

Fig. 6.14. Fonte cu grafit nodular: a. feritic ă; b. ferito-perlitic ă; b. perlitic ă.
Atac nital 2%.; 100 x [17]

Utilizările fontelor cenușii sunt determinate de proprietățile acestora: rezistență la
uzură (ghidajele batiurilor de la mașini unelte, axe, roți dinț ate, cilindri de la motoare
Diesel); rezistență la coroziune și refractaritate (creuzete de topire a metalelor, țevi de
eșapament la camioane); capacitate de amortizare a vibrațiilor (plăci de sprijin a
fundațiilor, batiuri); rezistență la șoc termic (lingotiere); t enacitate (volanți, batiurile
motoarelor Diesel); compactitate și rezistență la coroziune (ci lindri la compresoare și
pompe, organe de mașini ce lucrează la presiuni mari); compacti tate (blocul motor la
tractoare, automobile, tamburi de frână, discuri de ambreiaj, c hiulasa motoarelor Diesel).
Fontele cu grafit nodular se recomandă pentru piese de înaltă r ezistență la uzură
(arbori cotiți pentru motoare de automobile și motoare Diesel, segmenți de piston, piese
pentru turbine, roți dințate, saboți de frână, cilindri de lami nor semiduri); piese care
necesită refractaritate (lingotie re), rezistență la coroziune ( armături, conducte de apă
subterană, tubulatură pentru cana lizări) și rezistență mecanică (utilaje miniere, corpuri
la compresor).
În anexa 10.3 se prezintă o serie de mărci de fonte cenușii obi șnuite și modificate.

206 6.4.4. Fonte maleabile

Fontele maleabile se obțin din fontele albe hipoeutectice supus e tratamentului
termic de recoacere de maleabilizare. Caracterul metastabil a l cementitei determină
descompunerea cementitei cu formarea grafitului de recoacere (s au în cuiburi), cu
tendință mare de compactizare.
Într-o primă etapă, se toarnă fonta pentru a obține piesa cu st ructura de fontă albă.
În cea de a doua etapă, piesa este supusă recoacerii de maleabi lizare în scopul grafitizării.
Fonta trebuie să aibă un conținut redus de siliciu pentru a per mite albirea fontei, dar
suficient pentru grafitizarea ulterioară.
Cantitatea de carbon trebuie să fie scăzută pentru a se obține o cantitate redusă de
grafit. Piesele din fontă maleabilă au grosimea pereților 5-20m m, pentru a putea obține
la răcirea rapidă structura de fontă albă. În funcție de proced eul de maleabilizare se pot
obține 2 tipuri de fonte maleabile (fig. 6.15):
1) Fonta maleabilă cu inimă albă (decarburată), care se obține din f o n t ă c u
compoziția chimică: 2,8-3,4%C; 0,5 -0,75%Si; 1,7S+0,15; <0,2% S; <0,15%P.
Maleabilizarea are loc într-un mediu oxidant. Încălzirea are lo c la temperatura
980- 1050˚C, pentru 80-100ore, urmată de o răcire lentă de 5-10 ˚C/oră până la
650˚C, apoi în aer. La temperatura de încălzire au loc două pro cese:
➢ descompunerea completă a cementitei în austenită și grafit de r ecoacere:
Fe3C → A + G rec
➢ oxidarea carbonului de la suprafața piesei: C + O 2 → CO 2; C + CO 2 →
2 CO
Oxidarea carbonului creează un grad ient de concentrație al aces tuia în austenită,
care favorizează decarburarea, prin difuzia continuă a carbonul ui către suprafață, unde
se elimină sub formă de CO sau CO 2. Răcirea lentă ulterioară favorizează
descompunerea eutectoidă a austenitei în ferită și grafit, după diagrama de echilibru fazic
Fe-grafit:
A → F + G
Structura finală a fontei conține ferită sau ferită și perlită și o cantitate redusă de
grafit de recoacere la miezul peretelui piesei. Proprietățile m ecanice sunt de plasticitate

207 ridicată și rezistență redusă: R m,min= 270-570N/mm2, duritatea HB max= 230-
250daN/mm2, A min = 3-12% și ajunge până la 35% în cazul pieselor cu pereți subț iri
decarburate complet. Este o fontă sudabilă.

Fig.6.15. Regimuri de tratament pentru ob ținerea fontei maleabile: 1- cu inim ă
albă; 2,2’ – cu inim ă neagră feritică; 3-cu inim ă neagră perlitică [17]

Aplicațiile fonte maleabile cu inimă albă sunt limitate deoarec e este un procedeu
mai complicat, se pretează mai puțin la producția de serie, lim itează grosimea pereților
pieselor, iar durata tratamentului de decarburare crește cu gro simea pereților. Costul este
ridicat. Se pretează la piese mici și subțiri, dar tendința est e de a fi înlocuită de fonta
maleabilă cu miez negru sau aliaje sinterizate.
Principalul avantaj al acestei fonte este sudabilitatea, datora tă absenței grafitului
în straturile superficiale. Se folosește pentru piese mici de r acord la montarea cadrelor
de bicicletă, radiatoare pentru încălzire centrală etc.
2) Fonta maleabilă cu inimă neagră (nedecarburată). Piesele cu str uctură de fontă
albă sunt încălzite la 870-950˚C în tr-o atmosferă neutră, timp de 8 până la 60
ore. În timpul menținerii izoterme are loc descompunerea cement itei în austenită
și grafit de recoacere, fără decarburare. Răcirea este rapidă până la 760˚C, după care are loc o răcire l entă cu 3-10˚C/oră
în domeniul eutectoid până la 710˚C în scopul feritizării compl ete (curba 2).
Răcirea lentă este adesea înlocuită de o menținere izotermă la 720˚C, numit al
doilea palier de grafitizare (curba 2’).
Compoziția chimică a fontei cu inimă neagră este puțin diferită față de fonta cu inimă
albă. Conținutul de carbon este mai scăzut 2,10-2,75 %C, deoare ce atmosfera neutră de

208 la recoacere nu produce decarburare, iar proprietățile mecanice ale fontei cresc la
scăderea cantității de grafit.

Fig. 6.16. Fonta maleabil ă cu inimă neagră: a. feritic ă; b. perlitic ă. Atac nital
2%. 200x [17]

Conținutul de siliciu este mai ridicat, 0,8-1,7 %Si, pentru a c ompensa scăderea
conținutului de carbon, a asigura fluiditatea și capacitatea de grafitizare ulterioară.
Adaosuri de bismut sau telur în oala de turnare suprimă grafiti zarea la turnare și asigură
obținerea fontei albe. Durata grafitizării la 870-950˚C se poat e reduce prin introducerea
în oală de ferobor, astfel încât fonta să conțină 0,001-0,003 % B. Adaosuri de 0,02-
0,05%Al creează germeni de grafitizare și finisare a separărilo r grafitice. Structura finală
a fontei conține grafit de recoacere distribuit statistic într- o masă feritică (fig. 6.16a).
Caracteristicile mecanice ale fontei cu inimă neagră feritice s unt: R mmin. = 300 –
350N/mm2; A min. = 6 -10%; HB max.150 daN/mm2.
Dacă de la temperatura de încălzire se aplică o viteză de răcir e suficient de rapidă,
austenita se transformă conform sistemului Fe-Fe 3C în perlită. În practică din domeniul
de stabilitate al austenitei piesele se răcesc în aer. Structur a finală conține perlită și o
cantitate mai redusă de grafit. În piesele mai masive pot apare aureole de ferită în jurul
cuiburilor de grafit (fig. 6.16b) . Comparativ cu fonta maleabil ă feritică, fonta maleabilă
perlitică este mai rezistentă, mai dură, dar mai puțin ductilă și tenace: R m min. = 450 – 800
N/mm2; Amin=6 -1%; HB = 150 – 320 daN/mm2.
Fonta maleabilă cu inimă neagră feritică are o largă aplicație în industria
automobilului (cutia diferenția lului, suportul fuzetelor, cutia de direcție, pedala de frână,
pedala de ambreiaj etc) și al mașinilor agricole. Sunt piese cu forme complexe, rezistență
ridicată, cu suficientă tenacitate și ductilitate.

209 Fonta maleabilă cu inimă neagră perlitică, are rezistența la ru pere peste
450N/mm2. Se folosește pentru piese mai compacte, supuse la uzură abraz ivă cum sunt
roțile și coroanele dințate, pinio anele. Mărcile cu rezistența la rupere 700-800N/mm2
sunt tratate termic prin călire în ulei și revenire.
În anexa 10.3 se prezintă diferite mărci de fonte maleabile.
6.4.5. Simbolizarea fontelor

Fontele rezistente la uzare abrazivă sunt prevăzute în SR EN 12 513:2000 (anexa
10.3) . Sunt mărci de fonta albă nealiată sau slab aliată; alia tă cu nichel și crom; aliată
cu conținut ridicat de crom.
Fonta albă se simbolizează prin gruparea de litere EN-GJN, unde G indică piesa
turnată, J- fonta; N-nu conține grafit (fonta albă), urmată de duritatea Vickers minim
garantată.
Fontele nealiate sunt livrate în stare brut turnată fără tratam ent. Fontele cu 4%Cr-
2%Ni se livrează brut turnate sau cu tratament termic. Se supun recoacerii de
detensionare la 250..300°C. Pentru rezistența la șocuri mecanic e se supun recoacerii la
425…475 °C. Fontele cu 9% Cr-5% Ni se supun călirii de la 800 …850°C. Fontele cu
conținut ridicat de Cr se livrează brut turnate sau cu tratamen tul termic de călire de la
900…1050°C și revenire la 200…500°C.
Fontele cenușii cu grafit lamelar (obișnuite sau modificate) tu rnate în piese sunt
prevăzute în standardul SR EN 1561:1999 (anexa 10.3). Fontele c enușii cu grafit lamelar
sunt caracterizate fie prin rezistența la tracțiune pe probe tu rnate separate sau atașate la
piesă, fie prin duritatea Brinell pe suprafața piesei turnate.
Mărcile de fontă cenușie se simbolizează prin gruparea de liter e EN-GJL, (unde
L-indică grafitul lamelar), urmată de rezistența la tracțiune m inimă garantată sau
duritatea Brinell maximă admisă. De exemplu: EN-GJL-150 sau EN- GJL-HB 175 SR
EN 1561:1999.
Proprietățile fontelor se corelează cu masa metalică, dimensiun ile și forma
grafitului. Fonta de rezistență minimă 100N/mm
2 are masa metalică feritică și separări
grosiere de grafit. Creșterea r ezistenței minime peste 200N/mm2 este asigurată de masa
perlitică și separări fine de grafit. Rezistențe peste 300N/mm2 se obțin prin modificare.

210 Rezistența la tracțiune și duritatea Brinell scad cu creșterea grosimii de perete a piesei
care se toarnă.
Fontele cu grafit nodular (sferoidal) turnate în forme din ames tec clasic sunt
clasificate în SR EN 1563:1999 în funcție de caracteristicile m ecanice ale materialului,
rezultate din încercarea de tracțiune și încovoiere prin șoc me canic sau prin încercarea
de duritate Brinell.
În anexa 10.3 se prezintă clasificarea fontelor după caracteris ticile mecanice
rezultate din încercarea de tracțiune și încovoiere prin șoc me canic. Simbolizarea
fontelor este alcătuită din grupul de litere EN-GJS – rezistenț a la tracțiune minimă, R m,
în N/mm2 – alungirea specifică la rupere, A, în %. Da că se garantează e nergia de rupere
prin șoc mecanic, KV, atunci se adaugă grupul de litere LT-la t emperatură scăzută sau
RT-la temperatura ambiantă. Exemplu: EN-GJS-350-22-LT SR EN 156 3:1999. Dacă
caracteristicile mecanice se determină pe epruvete prelucrate d in probe atașate, după
valoarea alungirii la rupere se adaugă litera U. Exemplu: EN-GJ S-500-7U SR EN
1563:1999.
În anexa 10.3 se prezintă mărcile de fontă caracterizate prin î ncercarea de duritate.
Simbolizarea conține în acest caz după grupul de litere EN-GJS- HB valoarea durității
Brinell. Exemplu: EN-GJS-HB 130 SR EN 1563:1999.
În SR EN 1564:1999 (anexa 10.3) se prezintă clasificarea fontel or cu grafit
nodular bainitice de înaltă rezistență, în funcție de caracteri sticile mecanice determinate
pe epruvete prelevate din p robe turnate separate.

211 7. MATERIALE CERAMICE ȘI
STICLE

Materialele ceramice sunt materiale anorganice nemetalice, cu l egături și structură
complexă, obținute din materii prime sub formă de pulberi prin sinterizare, care este un
proces de încălzire cu sau fără presare simultană, în timpul că ruia se formează legăturile
dintre particule prin difuzie sau topire parțială a unui compon ent.
Cele mai multe ceramice sunt compuși între metale și nemetale (fig.7.1), astfel
că se bazează în special pe legături ionice și covalente. Legăt urile ionice și covalente
implică toți electronii de valență ai componentelor, astfel că nu există electroni liberi,
ceea ce face ca materialele ceramice să aibă conductibilitate t ermică și conductibilitate
electrică foarte scăzute fiind materiale electroizolante sau te rmoizolante în marea
majoritate a cazurilor [9].

Fig.7.1. Sistem periodic cu elemente formatoare de ceramici indicate ca și
combinație a unuia sau mai multe elemente cu caracter metalic (albastru deschis) cu
unul sau mai multe elemente nemetalice (albastru închis)[9]

212 Marea majoritate a ceramicelor sunt oxizi metalici, însă pot ex ista și carburi,
nitruri, silicați, etc. și reprezintă o categorie de materiale care au fost utilizate din cele
mai vechi timpuri sub formă de vase din lut (însăși termenul de ceramică provine de la
grecescul “keramon” care însemna “lut ars”) și de materiale de construcție datorită
capacității de prelucrare în cele mai diverse forme și abundenț ei materiilor prime.
În prezent termenul de ceramică include o gamă de materiale mul t mai largă,
utilizate în cele mai diverse domenii cum ar fi electrotehnica, electronica, industria
chimică, industria metalurgică etc.
Sticlele sunt materiale anorganice cu structură amorfă (corpuri vitroase) obținute
prin solidificarea unor topituri constituite din amestecuri de oxizi în stare topită, dintre
care cel puțin unul are rolul de vitrifiant, adică formează uni tăți structurale prin
coordinarea atomilor de oxigen în jurul ionului metalic prin le gături ionice sau covalente;
starea amorfă (vitroasă) este caracterizată de lipsa ordonării a t o m i c e l a d i s t a n ț ă ,
păstrându-se doar ordinea apropiată, referitoare la câteva dist anțe interatomice
corespunzătoare unităților struct urale, ceea ce face ca sticlel e să fie considerate ca lichide
vâscoase subrăcite [59, 60].
În acest capitol se vor prezenta caracteristicile structurale a le principalelor tipuri
de materiale ceramice și sticle și proprietățile generale ale acestora.
Elementele componente ale material elor ceramice sunt legate înt r e e l e p r i n
legături ionice și covalente formând rețele de ioni metalici și nemetalici (cationi și
anioni) a căror celulă elementară este constituită dintr-un cat ion, înconjurat de anioni
cărora anionul le-a cedat electronii de valență.
Deoarece metalele prin ionizare pierd electronii de valență, ca tionii au de obicei
raze mai mici decât anionii (tab .7.1) astfel că structurile sta bile ale fazelor cristaline din
ceramice se formează atunci când fiecare cation metalic este în conjurat de anioni
nemetalici cu care se află în contact direct, ceea ce înseamnă că numărul anionilor din
unitatea structurală reprezintă chiar numărul de coordinație al structurii cristaline
respective.
Numărul de coordinație și implicit geometria unității stru cturale depinde de
valoarea raportului dintre raza cationului r C și raza anionului r A[61]:

213 Tab.7.1. Razele ionice ale unor componente ale ceramicelor și geometria
coordinărilor [61]
Raze ionice Tip de coordinare
Raze cationi rC Raze anioni rA ݎ௖
ݎ஺ൌ݂ Nr. de
coordinație
Geometria coordinării Cation rC , nm Anion rA , nm
Al3+ 0,057
Br-
0,196 0,155
≤ f <
0,225
3
Ba2+ 0,136
B3+ 0,020
Cl-
0,181 Ca2+ 0,106 0,225
≤ f <
0,414
4
Fe2+ 0,077
F-
0,133 K+ 0,138
Mg2+ 0,078
I-
0,220 0,414
≤ f <
0,732
6
Mn2+ 0,067
Na+ 0,102
O2-
0,132 Ni2+ 0,069 0,732
≤ f <
1,000
8
Si4+ 0,039
S2-
0,184 Ti4+ 0,064

Deoarece anionii au raza mai mare se pot aranja în plane compa cte dispuse
succesiv, generând structuri cristaline de tip CFC sau HC ca și în cazul metalelor. Astfel,
considerând un plan de anioni care au centrele în punctele nota te cu A în figura 7.2 și
planul următor de anioni cu centrele în punctele notate cu B, a nionii celui de-al treilea
plan compact pot avea centrele pe aceeași verticală cu punctele A, sau pot avea centrele
în punctele marcate cu C; rezultă astfel fie o succesiune de pl ane ABABAB… care
corespunde unei structuri de tip hexagonală compactă (HC) a ani onilor, fie o succesiune
ABCABC…, care corespunde unei structuri de tip cub cu fețe cent rate (CFC) a anionilor.
Interstițiile pot fi ocupate de cationi de același tip, sau de cationi diferiți, ceea ce
conduce la existența unei divers ități foarte mari de structuri a fazelor cristaline din
materialele ceramice.
Cea mai mare parte a ceramicelor și sticlelor sunt constituite din silicați a căror
bază structurală o constituie tetraedrul [SiO 4]4- care are în centru ionul Si4+ iar în vârfuri

214 ionii O2- cărora le rămâne câte o valență liberă cu care se pot lega de a lte unități
structurale formând aranjamente unidimensionale, bidimensionale sau spațiale cu un
grad înalt de stabilitate, fiind exclusă existența liberă a uni tății tetraedrale.

Fig.7.2. Reprezentarea prin sfere rigide a dispunerii anionilor în structura
ceramicelor [58]

Din punct de vedere chimic cel mai simplu silicat este dioxidul de siliciu SiO 2
(silice) care structural este constituit dintr-o rețea spațială d e [ S i O 4]4- cu dispunere
ordonată (structură cristalină) sau aleatoare (structură amorfă ) a unităților structurale.
Silicea cristalină prezintă trei forme alotropice: cuarț, tridi mit și cristobalit
diferențiate prin pozițiile relative ale tetraedrilor [SiO 4]4- care formează aranjamente
complexe de tip HC sau CFC. O reprezentare plană simplificată a structurii cristaline
tridimit a SiO 2 este redată în figura 7.3a. A ceastă structură se obține dacă r ăcirea topiturii
se face foarte lent, astfel că la o temperatură T c are loc cristalizarea la fel ca în cazul
materialelor metalice; reprezentând variația volumului specific (inversul densității) în
funcție de temperatură (curba 1 în figura 7.4) se constată că î n condițiile solidificării prin
cristalizare, la temperatura T c volumul specific are un salt brusc.
În cazul răcirii relativ rapid e a topiturii ce conține u nitățile [SiO 4]4 dependența
de temperatură a volumului specific este cea corespunzătoare cu rbei 2 din figura 7.4;
temperatura T v de pe această curbă este numită temperatură de tranziție sticl oasă sau
temperatură de vitrifiere și nu are o valoare bine definită, fi ind dependentă de viteza de
răcire. Continuitatea curbei 2 cu cea de la temperaturi mai rid icate (T > T c) arată că

215 materialul este de fapt un lichid subrăcit, a cărui vâscozitate crește pe măsură ce scade
temperatura; structura este constituită din lanțuri spațiale în care poziția relativă a
unităților structurale este aleatoare ca în starea lichidă, cee a ce a făcut ca solidele cu o
astfel de structură să fie numite corpuri vitroase; o reprezent are plană simplificată a stării
vitroase a SiO 2 care reprezintă baza structurii sticlelor silicatice este reda tă în figura 7.3
b.
Pe baza celor arătate se poate stabili că în structura dezordon ată a solidelor
vitroase distanțele dintre particulele constitutive și intensit atea legăturilor nu sunt
uniforme. La încălzire, pe măsura creșterii energiei interne a sistemului se desfac mai
întâi legăturile mai slabe, apoi, treptat cele mai puternice, c eea ce are ca efect reducerea
vâscozității și trecerea treptată de la starea solidă la starea lichidă pe măsură ce
temperatura crește deasupra temperaturii T v.

Fig. 7.3. .Schema structurilor silicei:
a-structura cristalin ă; b – structur ă
vitroasă [58] Fig.7.4. Varia ția volumului
specific cu tempera tura în cazul
SiO 2 [58]

Structura vitroasă corespunde unei stări metastabile cu energie liberă mai mare
decât cea corespunzătoare structurii cristaline, astfel că exis tă tendința ca în timp, sub
acțiunea temperaturii, să se tr eacă la starea de echilibru stab il, proces numit devitrifiere
și poate avea loc controlat sau în mod natural. Devitrifierea n econtrolată a sticlelor are
consecințe negative asupra proprietăților mecanice și optice (s ticla devine fragilă și
pierde transparența datorită re fracției razelor de lumină pe li mitele grăunților).
În mod obișnuit materialele ceramice au structura alcătuită din faze cristaline
însoțite de o fază vitroasă așa cum se observă în figura 7.5a c are prezintă structura unei

216 ceramice refractare; cantitatea de fază vitroasă depinde de com poziția chimică și de
procesul tehnologic de fabricare, tehnologiile moderne permițân d obținerea unor
ceramice cu structură cristalină așa cum se observă în figura 7 .5b în care se prezintă
structura aluminei (Al 2O3) cristaline.

Fig. 7.5. Structurile unor ceramice:
a – ceramic ă refractar ă cu faze cristaline și masă vitroasă; b – ceramic ă
cristalină (Al 2O3) [9]

În funcție de poziția anionilor din două plane compacte succesi ve se formează
două tipuri de interstiții: interstiții tetraedrale (câte trei într-un plan compact și unul în
planul învecinat) așezați astfel încât unind centrele lor de ma să se formează un tetraedru
regulat și interstiții octaedrice mărginite de șase anioni (cât e trei în fiecare plan compact
așezați astfel încât unind centrele lor de masă se formează un octaedru regulat (fig.7.2);
întrucât cationii metalici se plasează în aceste interstiții, î nseamnă că numărul de
coordinație poate fi 4 sau 6, așa cum rezultă și din tabelul 7. 1.
Rezultă că structurile fazelor cri staline ale ceramicelor depin d atât de tipul rețelei
compacte pe car o formează ani onii, cât și de modul în care sun t ocupate interstițiile cu
cationi metalici.
Silicații naturali care constituie baza materialelor ceramice s unt alumosilicați care
au rezultat prin substituirea unor ioni Si4+ cu ioni Al3+ așa încât, pe lângă tetraedri [SiO 4]4-
există și tetraedri [AlO 4]5; substituirea este posibilă datorită diferențelor mici între
dimensiunile celor doi ioni (tabelul 7.1).
Deoarece numărul ionilor de oxigen rămâne același ca în cazul u nităților
structurale [SiO 4]4-, pentru fiecare ion Al3+ din rețea apare o sarcină electrică negativă

217 iar restabilirea neutralității electrice se obține prin introdu cerea în structură a unor ioni
monovalenți (Na+, Li+, K+) sau a unor ioni divalenți (Ca2+, Mg2+, Ba2+ etc.) [23].

7.1.Proprietățile mecanice ale ceramicelor
Proprietățile mecanice ale materialelor ceramice și sticlelor p rezintă particularități
în raport cele ale materialelor metalice datorită legăturilor i onice și covalente care stau
la baza formării structurii acestora.
În ceea ce privește comportamentul la rupere , aceste materiale se caracterizează în
primul rând prin duritate și fragilitate foarte ridicate determ inate de caracterul puternic
al legăturilor ionice și covalente.
Ruperea se produce fără deformare plastică așa cum se constată din figura 7.6a în care
se prezintă comparativ curbele de tracțiune tensiune-deformație pentru un material
ceramic și a unui material metalic. Deoarece încercarea la trac țiune este mai greu de
aplicat la ceramice (dificultățile sunt legate de prinderea epr uvetei), pentru caracterizarea
rezistenței mecanice la întindere a materialelor ceramice se fo losește adesea încercarea
de încovoiere statică realizată conform schemei prezentată în f igura 7.6b; tensiunea
maximă în fibra întinsă a epruvetei încovoiate (corespunzătoare forței F
max) reprezintă
rezistența la încovoiere R i a cărei valoare este apropiată de rezistența la tracțiune R m.

a
b
Fig.7.6. a. Curba de trac țiune și b încercarea la încovoiere pentru materialele
ceramice [58]

În tabelul 7.2 se prezintă valorile rezistenței la încovoiere Ri și ale modulului de
elasticitate E pentru câteva ceramice și sticle uzuale. Trebuie precizat că în cazul

218 materialelor ceramice și sticlelor se constată o împrăștiere fo arte mare a valorilor
caracteristicilor mecanice deoarece fragilitatea intrinsecă le face foarte sensibile la
prezența concentratorilor de tensiuni.
Rezistența la compresiune a materialelor ceramice și sticlelor este însă mult mai
mare (poate ajunge la valori de 10 ori mai mari decât rezistenț a la tracțiune), deși ruperea
are tot caracter fragil. Comportarea la rupere a acestor materi ale se explică prin existența
unui număr mare de defecte de structură și chiar microfisuri a căror extindere se produce
în avalanșă în momentul în car e tensiunile depășesc valoarea cr itică; deoarece tensiunile
de compresiune tind să închidă microfisurile, starea critică se atinge la valori mai ridicate
ale solicitărilor.
Tab.7.2. Caracteristicile fizico-mecanice principale ale unor ceramice și sticle
[58]
Tipul materialului
ceramic sau sticlei Ri,
N/mm2 E,
kN/mm2 αl,
10-6 0C-1 λ, W/mK
la 100
0C la 1000
0C
Muli t (3Al 2O3·2SiO 2) 60…80 60…80 5,3 5,9 3 , 8
Alumina cristalizată 380…1000 350…380 8,8 1,1 1,5
Magnezită sinterizată 90…110 150…170 13,5 38,0 7,1
Zirconie stabilizată (ZrO 2) 70…100 130…150 10,0 2,0 2 , 3
Berilie sinterizată (BeO) 140…280 290…310 9,0 219 20
Spinel (MgAl2O4) 80…100 200…240 7,6 15 5,9
Carbura de siliciu (SiC) 140…200 430…470 4,7 – –
Carbura de bo r (B 4C) 45…100 250…290 4,5 – –
Sticla de cua rț (silice ) 80…110 60…90 0,5 2,0 2 , 5
Sticla calco-sodică 40…150 40…60 9,0 1,7 –
Sticla boro-silicatică 40…150 50…70 8,0 1,2 –

Problema comportării la fluaj apare în special în cazul ceramicelor utilizate ca
materiale refractare. Fenomenul se desfășoară la fel ca în cazu l metalelor, cu deosebirea
că procesele de difuzie sunt mult mai complexe, fiind implicați ioni cu sarcini electrice
diferite.
Deformațiile plastice specifice fenomenului de fluaj se produc la limitele dintre
grăunții fazelor cristaline și sunt influențate de prezența mas ei vitroase a cărei
vâscozitate scade odată cu creșterea temperaturii. Din această cauză, cele mai bune
rezistențe la fluaj le au materialele ceramice complet cristal ine sau în a căror structură
faza vitroasă se află în cantitate mai mică.

219 Șocul termic este fenomenul de fisurare sau chiar rupere a materialului la
modificarea relativ rapidă a temperaturii și se datorează fragi lității intrinseci a
materialelor ceramice și a sticlelor corelată cu exploatarea la temperaturi ridicate.
Comportarea la șoc termic a materialelor depinde în special de coeficientul de dilatare
liniară α l și de conductivitatea termică λ; dacă materialul are conducti vitate termică
scăzută (cum este cazul materialelor ceramice și sticlelor), la variația rapidă a
temperaturii mediului se creează diferențe de temperatură pe se cțiune, contracții sau
dilatări neuniforme și deci ten siuni care produc fisurarea sau ruperea; din acest motiv,
αl și λ reprezintă caracteristici care capătă importanță mai mare la alegerea materialelor
ceramice pentru o anumită apli cație decât în cazul utilizării m aterialelor metalice.
În tabelul 7.2 se prezintă valorile acestor caracteristici pen tru câteva ceramice și
sticle uzuale. Un factor la fel de important pentru comportarea la șoc termic îl constituie
geometria piesei, deoarece schimbările bruște de secțiune acțio nează și în cazul
materialelor ceramice ca niște concentratori de tensiuni.
Rezistența la șoc termic se definește ca fiind diferența de tem peratură ∆T dintre
temperatura suprafeței corpului și temperatura mediului pe care o poate suporta un corp
răcit sau încălzit în anumite condiții fără să se fisureze. În figura 7.7a se prezintă variația
rezistenței la șoc termic a unor materiale ceramice și sticle î n funcție de condițiile de
răcire.

a
b
Fig.7.7. a: Rezisten țele la șoc termic ale unor ceramice și sticle; b: Curbele
de durabilitate la fisurarea sub tensiune ale unor sticle [58]

220 Fisurarea sub tensiune într-un mediu dat este un fenomen de rupere întârziată a
materialelor ceramice și a sticlelor care se produce în cazul s olicitării pieselor la tensiuni
constante în medii apoase. Mecanismul fisurării sub tensiune (n umit uneori impropriu și
“oboseală statică”) se bazează pe adsorbția moleculelor de apă în microfisurile
superficiale și extinderea acestora sub acțiunea tensiunilor me canice constante datorită
pe de o parte efectului de “pană” pe care îl au moleculele adso rbite la vârful fisurii, și pe
de altă parte datorită reacției chimice a apei cu silicații com ponente ai sticlelor sau
ceramicelor; în urma reacției chimice se produce ruperea lanțul ui –O-Si-O-, fiecare
moleculă de apă conducând la formarea a două unități -Si-OH car e nu mai sunt legate
una de alta; fenomenul se produce cu viteză maximă la temperatu ra camerei deoarece la
temperaturi mai ridicate creste mobilitatea ionilor hidroxi l care nu se mai atașează
lanțului –O-Si-O- iar la temperaturi scăzute este blocată reacț ia chimică a apei cu
silicații.
Există curbe de durabilitate la fisurare sub tensiune sub forma dependenței σ =
f(τ), τ fiind timpul de expunere la mediul umed a piesei solici tate la tensiunea σ (figura
7.7b).

7.2.Comportarea sticlelor în stare vâscoasă

Așa cum a fost arătat anterior, deasupra temperaturii T v, sticla se comportă ca un lichid,
a cărui vâscozitate scade cu creșterea temperaturii. Vâscozitat ea η este o mărime ce
caracterizează proprietățile de curgere ale fluidelor și reprez intă factorul de
proporționalitate dintre tensiunile tangențiale și variația v itezei de alunecare pe
grosimea stratului fluidului; unitatea de măsură pentru vâscozi tate este N·s/m2 (Pa·s). În
cazul sticlelor vâscozitatea în stare vitroasă (sub temperatu ra T v) se consideră η= 1018
Pa·s iar starea fluidă se cons ideră atinsă dacă vâscozitatea sc ade sub 103 Pa·s. Deasupra
temperaturii T v vâscozitatea depinde de temperatură după o relație de forma [ 62]:
0aE
kTe (107)
în care η 0 este o constantă experimentală, E a: energia de activare a procesului de
curgere, R – constanta gazelor, i ar T: temperatura absolută.

221 Pentru scopuri practice se utilizează relații de forma:

0lgBAtt (108)
în care A, B și t 0 sunt constante ce se pot determina experimental prin măsurarea
vâscozității la trei temperaturi diferite, iar t este temperatu ra în oC; de exemplu, pentru o
sticlă calco-sodică s-au determi nat valorile: A= -3,3; B = 4800 ; t0 = 210 cu ajutorul cărora
s-a trasat curba η= f(t) prezentată în figura 7.8.

Fig.7.8. Punctele fixe de vâscozitate ale sticlelor [58]

În funcție de valoarea vâscozității (deasupra temperaturii T v) s-au stabilit
următoarele temperaturi numite puncte fixe de vâscozitate ale s ticlelor, utilizate la
stabilirea parametrilor operațiilor tehnologice de fabricare a obiectelor din sticlă:
 temperatura inferioară de recoacere tir corespunde la η = 1013, 5 Pa·s;
 temperatura superioară de recoacere t sr corespunde la η = 1012 Pa·s;
 temperatura de înmuiere t m corespunde la η = 106,6 Pa·s;
 temperatura de curgere t c corespunde la η = 104 Pa·s;
 temperatura de prelucrare t p corespunde la η = 103 Pa·s.

222 În figura 7.8 se ilustrează pe curba η= f(t) stabilirea puncte lor fixe ale sticlei și se
prezintă valorile acestor puncte pentru câteva tipuri de sticle uzuale.
Comportarea sticlei în stare vâscoasă prezintă importanță deose bită pentru
prelucrare deoarece aceasta trebuie să se desfășoare intr-un in terval de temperaturi astfel
ales încât pe de o parte vâscozitatea să fie suficient de mică pentru ca prin fasonare să se
obțină forma corespunzătoare a obiectului, iar pe de altă parte , la sfârșitul prelucrării
vâscozitatea să fie suficient de r idicată pentru evitarea defor mării necontrolate sub
greutatea proprie a obiectului fasonat.
De asemenea, variația vâscozității sticlei cu temperatura în ma niera arătată
permite aplicarea unui tratament termic de tip călire; acesta c onstă din încălzirea la o
temperatură t i din domeniul (t ir ; t sr) și răcirea rapidă cu jet de aer sau în ulei; datorită
conductibilității termice reduse în u rma răcirii la suprafața s ticlei temperatura scade sub
Tv, iar în miez temperatura este suficient de ridicată pentru ca materialul să preia prin
deformare plastică contracția suprafeței rigide; în continuare se face răcirea completă
lent, astfel că în strat vor lua naștere tensiuni reziduale de compresiune datorită
contracției de răcire a miezului; aceste tensiuni de compresiun e au valori ridicate și
contribuie la creșterea rezistenței materialului. O fisură care apare în stratul superficial
eliberează brusc tensiunile de compresiune și produce spargere a sticlei cu formarea unui
număr mare de granule mici, ceea ce reduce riscul rănirii perso anelor din jur, motiv
pentru care aceste sticle sunt cunoscute sub denumirea curentă de sticle “securit” și se
folosesc pentru mijloacele de trans port, fațadele și ușile clăd irilor etc.
O altă consecință a comportării vâscoase a sticlelor este defor marea (înmuierea)
sub sarcină la temperaturi ridicate a materialelor ceramice car e conțin și masă vitroasă.
Rezistența la deformare sub sarcină este una din caracteristici le importante ale
materialelor refractare și se apreciază în mod uzual prin tempe ratura care determină un
anumit grad de deformare sub acțiunea unei tensiuni de compresi une date.
În cele ce urmează se vor prezenta câteva dintre cele mai impor tante tipuri de
materiale ceramice și sticle.

223 7.3. Materiale ceramice uzuale
7.3.1. Materialele ceramice silicatice

Materialele ceramice silicatice aparțin sistemului ternar SiO 2-Al 2O3-X, unde X
poate fi K 2O, Na 2O, CaO sau MgO; materiile prime utilizate au următoarele caract eristici
[60]:
 argilele sunt silicați de aluminiu hidratați însoțiți de impurități (ox izi metalici)
care influențează culoarea finală a materialului ceramic; varie tatea de argilă cea
mai utilizată este caolinul (Al 2O3 ·2SiO 2·2H 2O) care are o structură lamelară și
este constituit din granule, formând în prezența apei o suspens ie coloidală ce
conferă amestecului plasticitate;
 nisipul de cuarț (silice) modifică plasticitatea argilelor la uscare și ardere în
timpul căreia suferă transformările cristalografice cuarț→ trid imit→ cristobalit;
 feldspatul este denumirea generică pentru compușii complecși de tipul alu mino-
silicaților de K, Na, Ca, Mg; au rol de fondanți deoarece în ti mpul arderii
formează cu argila și silicea compuși cu temperatură mică de to pire fiind la
originea masei vitroase care leagă particulele de silice și de argilă și reduce
porozitatea.
Pentru obținerea ceramicelor silicatice, amestecului pulverulen t de materii prime
i se adaugă o cantitate determinată de apă obținând o pastă (nu mită și “barbotină”), din
care se realizează piesele ce apoi se usucă și se calcinează pr in încălzire la temperaturi
de 900…1500 oC, în funcție de compoziția chimică și scopul urmărit. In timpu l arderii
rezultă o anumită cantitate de fază lichidă care prin răcire fo rmează o rețea sticloasă în
jurul granulelor pe care le leagă sub forma unui material sol id și dens. Procesul de
vitrifiere este însoțit întotdeauna de contracție și stă la baz a obținerii majorității
materialelor ceramice.
În funcție de concentrațiile componentelor și de condițiile teh nologice se obțin
următoarele tipuri de materiale ceramice: teracotă, faianță, gr esie ceramică, porțelan
moale, tare sau tehnic; în figura 7.9 se prezintă în triunghiul concentrațiilor
componentelor de bază domeniile corespunzătoare acestor ceramic e, iar în tabelul 7.3
câteva caracteristici ale acestora.

224 Tab.7.3. Materialele ceramice pe baz ă de argile [60]

Denumirea
materialului Caracteristici Domenii de utilizare
Teracotă Porozitate:15…30%
Suprafața: glazurată sau nu
Temperatura de ardere:
950…1050 0C cărămizi, țigle, țevi ceramice
Faianță Porozitate:10…15%;
Suprafața: glazurată, opacă
Temperatura de ardere:
950…1200 0C echipamente sanitare, vase,
placaje etc.
Porțelan Porozitate: 0…2 %;
Suprafața: glazurată sticloasă
Temperatura de ardere:
1100…1400 0C izolatoare electrice, condensatori
electrici, aparatură pentru
laboratoare de chimie, vase etc

Structura ceramicelor fiind neomogenă, proprietățile lor sunt i nfluențate puternic
de raportul dintre cantitatea de fază cristalină și cantitatea de fază vitroasă. Creșterea
conținutului de feldspat (deci a masei vitroase) determină redu cerea rezistenței mecanice
și a rezistivității electrice; creșterea conținutului de caolin și de silice, (faze cristaline)
determină creșterea rezistenței mecanice și a temperaturii de u tilizare.
Dintre materialele ceramice silicatice în tehnică răspândirea c ea mai mare o au
porțelanurile care sunt mase ceram ice vitrifiate albe (transluc ide în strat subțire) ale căror
faze cristaline se pot stabili cu ajutorul diagramei binare de echilibru SiO 2-Al 2O3
prezentată în figura 7.9.

a
b
Fig.7.9a: Domeniile ceramicelor silicatice în sistemul argil ă – cuarț –
feldspat; b:diagrama de echilibru a sistemului SiO 2- Al 2O3 [58]

225 Analizând această diagramă se constată că sistemul SiO 2-Al 2O3 prezintă
transformare eutectică, transformare peritectică și formează un compus cu topire
incongruentă; acest compus se numește mulit, corespunde formule i chimice
3Al 2O3·2SiO 2, are formă aciculară, duritate ridicată și este baza majorităț ii
constituenților materialelor ceramice silicatice. In acest sist em SiO 2 cristalizează sub
formă de cristobalit, care este un compus cu rețea CFC, în care baza o constituie tetraedri
[SiO 4]4-, ceea ce îi conferă duritate rid icată, iar celălalt component Al2O3 cristalizează
sub formă de corindon, care este un compus cu rețea hexagon ală compactă de ioni de
oxigen în care ionii de Al ocupă 3 dintre golurile octaedrice.
Analiza transformărilor la răcire a ceramicelor care au la bază acest sistem se face
la fel ca în cazul diagramelor de echilibru ale sistemelor de a liaje. Deoarece în condiții
industriale vitezele de răcire sunt mai mari decât cele corespu nzătoare echilibrului, o
parte din topitură nu va reuși să cristalizeze, solidificându-s e sub formă de fază sticloasă.
Componentul de bază al porțelanurilor tehnice este mulitul care asigură acestuia
rezistență mecanică și rezistență la șoc termic ridicate, rezis tență la agresiunea acizilor
și alcaliilor. Caracteristicile câtorva tipuri de porțelanuri u tilizate în tehnică sunt
prezentate în tabelul 7.4.
Tab.7.4. Por țelanuri tehnice – caracteristici principale [58]
Denumirea comercială ρ
kg/m3 Rm,
N/mm2 Rc,
N/mm2 Tmax utilizare
oC
Porțelan pentru izolatori
de joasă tensiune 2200…2400 20…35 173…345 300…400
Porțelan pentru izolatori
de înaltă tensiune 2350…2500 20…55 173…550 200…650
Cordierit (compus de bază
2MgO·2Al 2O3·5SiO 2) 2100…2650 35…65 138…620 400…780
Steatit (compus de bază
3MgO·4SiO 2·H2O) 2800…2950 52…107 414…2970 440…1100

Pentru reducerea (sau chiar elimi narea) absorbției de apă în po ri, piesele din
ceramică se acoperă cu glazuri; acestea sunt straturi compacte sticloase obținute în
timpul procesului de ardere din stratul de vopsea pe bază de bo rați, carbonați alcalini și
oxizi metalici aplicat pieselor înainte de calcinare. Pe lângă faptul că prin glazurare se
reduce higroscopicitatea, datorită coeficientului de dilatare m ai mic al glazurii iau

226 naștere tensiuni de compresiune în strat care contribuie la îmb unătățirea rezistenței
mecanice a pieselor.

7.3.2. Materialele ceramice oxidice

Materialele ceramice oxidice sunt materiale policristaline form ate din oxizi sau
compuși oxidici și lipsite de f aze sticloase. Datorită energiei mari de legătură a oxizilor,
compușii sunt foarte stabili la acțiunea agenților chimici și p rezintă duritate și rezistență
la compresiune ridicate.
Componentei mai importanți ai acestor ceramice sunt: oxizi (Al 2O3, ZrO 2, MgO,
TiO 2 și BeO), titanați și ferite.
Oxidul de aluminiu ( A l 2O3, alumina) are temperatura de topire 2054 oC și
cristalizează sub formă de corindon așa cum s-a arătat mai sus. Caracteristicile de
exploatare ale pieselor pe bază de alumină depind în mare măsur ă de concentrația masică
a acesteia; cu creșterea conținutului de Al 2O3 crește rezistența la compresiune,
temperatura de utilizare și rezistivitatea electrică; de exempl u, prin creșterea procentului
de Al 2O3 de la 85 % la 99,7 % rezistența la compresiune crește de la 1 800 N/mm2 la
2500 N/mm2 iar temperatura de utilizare de la 1300 oC, la 1700 oC
Reprezintă cea mai importantă ceramică oxidică și are utilizări multiple, cum ar fi
materialele refractare, materiale izolante, unelte de tăiat, ab razivi, implanturi medicale.
În condiții tehnologice deosebite și cu materii prime de purita te înaltă, se obține alumina
transparentă utilizată în optica tehnică.
Oxidul de zirconiu ( Z r O 2) are temperatura de topire-solidificare 2690 oC și
prezintă mai multe forme polimorfe, cu rețea monoclinică până l a 1000 oC, tetragonală
pe intervalul 1200…2370 oC și cubică peste 2370 oC.
Existența transformărilor polimorfe care se produc cu creștere de volum
înrăutățește comportarea materialului; pentru evitarea acestor neajunsuri se adaugă CaO
și/sau MgO care în concentrații mai mici de 10…15% se dizolvă î n ZrO 2 și stabilizează
structura cubică ce se menține de la temperatura de cristalizar e până la temperatura
ambiantă, așa cum rezultă din figura 7.10 în care se prezintă diagrama de echilibru a
sistemului ZrO 2 – CaO;

227 Oxidul de magneziu (MgO – magnezită) are temperatura de topire 2800 oC și
constituie baza materialelor refractare pentru căptușelile cu c aracter bazic a cuptoarelor.
Pe lângă MgO, refractarele bazice pot conține și alți oxizi din tre care mai des întâlniți
sunt CaO, Al 2O3 și Cr 2O3. Pentru exemplificare, în figura 7.11 se prezintă diagrama de
echilibru a sistemului MgO -Al 2O3, din care rezultă formarea compusului MgAl 2O4 (sau
MgOAl 2O3) numit și spinel, care este o fază bertholidă cu topire congru entă; spinelul are
o rețea cristalină cubică complexă în care ionii Mg2+ ocupă interstițiile tetraedrice, iar
ionii Al3+ ocupă interstiții octaedrice; tipul de structură spinelică est e frecvent întâlnită,
locul ionilor Mg2+ și Al3+ fiind luat de alte metale.
Titanații sunt compuși cu formula MTiO 3, unde M este un metal bivalent (Ba,
Ca, Mg, Sr); se utilizează pentru proprietățile feroelectrice ( se polarizează în câmp
electric) la realizarea generatoarelor și traductoarelor pentru ultrasunete.

Fig.7.10. Diagrama de echilibru a
sistemului ZrO 2 – CaO [58] Fig.7.11. Diagrama de echilibru a
sistemului MgO-Al 2O3 [58]

Feritele sunt compuși ai oxidului de fier (Fe
2O3) și ai altor metale (Ba, Mg, Sr,
Mn, Zn, Ni, Cu, Li etc) având formula generală n kMkO·qFe 2O3 unde n k este numărul de
molecule al oxidului metalului M k, k=1,2,3; se utilizează ca materiale feromagnetice

228 datorită rezistivității electrice ridicate (ceea ce reduce pier derile prin curenți turbionari)
și costului mai redus decât al aliajelor metalice.

7.3.3. Materialele refractare

Sunt produse ceramice rezistente la temperaturi înalte, fiind î ncadrate în această
categorie cele care își mențin caracteristicile până la tempera tura de minimum 1500 oC.
Comportarea la temperaturi înalte a materialelor refractare se apreciază în principal cu
ajutorul a două mărimi [58]:
 rezistența piroscopică numită frecvent și refractaritate este t emperatura la care o
epruvetă conică din materialul considerat se tasează cu o valoa re dată, în condiții
determinate de expunere la temperatură;
 rezistența la deformare (înmuiere) sub sarcină care se apreci ază prin
temperatura la care se produce o deformare specifică de 0,5 % s ub acțiunea unei
sarcini de compresiune de 0,2 N/mm2.
În procesul de fabricație refractarele se ard la temperaturi ri dicate și se mențin mai
multe ore la temperatura maximă până la apariția fazei lichide, iar răcirea se face foarte
lent, timp de mai multe zile pentru a da posibilitatea cristali zării în totalitate a fazei
lichide.
În aceste condiții, vor exista două tipuri de faze cristaline: faze cristaline primare
sub formă de cristale mari, insolubile în topitură și faze cris taline secundare, care provin
din cristalizarea topiturii în perioada de răcire și se prezint ă sub formă de cristale mici.
Restul de fază lichidă care nu cristalizează va constitui fază vitroasă și prezența sa
limitează proprietățile de utilizare ale materialelor refractar e prin micșorarea
temperaturii de înmuiere sub sarcină.
Diversitatea materialelor refractare este foarte mare, oxizii c are stau la baza
compoziției lor chimice putâ ndu-se grupa în trei categor ii:
a) SiO 2 și ZrO 2;
b) MgO și CaO;
c) Al2O3 și Cr 2O3.
Principalele tipuri de materiale refractare în funcție de compo nentele
preponderente sunt prezentate pe schema din figura 7.12.

229 În industria petrolieră și petrochimică se utilizează în mod fr ecvent refractarele
din sistemul SiO 2–Al 2O3, a cărui diagramă de echilibru a fost prezentată în figura 7.1 3.
Ele se caracterizează prin temperaturi de înmuiere ridicate, re zistență la șoc termic și
conferă căptușelilor cuptoarelor caracter acid. Din diagrama de echilibru se constată că
trebuie evitate compozițiile cu concentrația de Al 2O3 apropiată de cea eutectică (5,5 %
Al2O3) deoarece au temperatura de t opire cea mai scăzută. Domeniile principalelor tipuri
de refractare silicatice din sistemul SiO 2–Al 2O3 și domeniile temperaturilor caracteristice
(refractaritatea și temperatura de înmuiere sub sarcină) sun t prezentate în figura 7.12,
din care rezultă următoarele:
 refractarele silicatice (% SiO 2> 93%) au refractaritatea și temperatura de
înmuiere foarte apropiate putând fi utilizate până la temperatu ri de 1650 oC;
această comportare se explică prin proprietatea cuarțului de a f o r m a l a
recristalizare în fază solidă rețele complexe de tip tridimit ș i vâscozității ridicate
a sticlei silicioase prezentă ca fază vitroasă în aceste cerami ci;
 șamota (%SiO 2 = 60…70%, și %Al2O3 = 40…30%) are caracteristici mai
reduse decât refractarele silicatice; prezența unei cantități m ai mari de fază
sticloasă face ca diferența dintre refractaritate și temperatur a de înmuiere sub
sarcină să fie mai mare;
 refractarele silimanitice (superaluminoase) cu %SiO 2 = 36…20%, și %Al 2O3 =
63…80% au structură multicică (v. figura 7.13) și pot fi utiliz ate până la cca
1800 oC în cazul încălzirilo r de scurtă durată și până la temperaturi de 1650 oC
în cazul solicitărilor și/sau încălzirilor de lungă durată;
 refractarele corindonice sau mulito-corindonice sunt fabricate din alumină pură
topită și eventual mici cantități de argilă ca liant; ele pot f i utilizate până la
temperaturi de 1900 oC; rezistența mecanică este dependentă de conținutul de
alumină așa cum a fost arătat anterior.
Proprietățile celorlalte tipuri de materiale refractare nomin alizate în figura 7.12
pot fi apreciate pe baza diagramelor binare de echilibru ale si stemelor corespunzătoare
așa cum s-a arătat anterior pentru ceramicele pe bază de MgO ( fig.7.11).

230
Fig.7.12. Principalele tipuri de
materiale refractare [58] Fig.7.13. Domeniile temperaturilor
limită pentru refractaritate și deformare
sub sarcin ă în sistemul SiO 2 – Al 2O3 [58]

În tabelul 7.5 se prezintă câtev a materiale refractare utilizat e mai des și
proprietățile lor principale.
Tab.7.5. Principalele propriet ăți ale materialelor refractare [58]

Materialul refractar Densitatea
aparentă,
kg/m3 Rezistența
piroscopică,
0C Temperatura
de înmuiere sub sarcină,
0C Rezistența la
compresiune,
N/mm2
A. Refractare acide (SiO 2 + Al 2O3)
Refractare silica (%SiO 2 > 95% ) 1700…1900 1700 1650 18…22
Șamotă inferioară (20…25% Al 2O3) 1800…2000 1680 1250 15…25
Șamotă standard (30…35% Al 2O3) 1800…2000 1700 1275 15…25
Șamotă densă (40…45% Al 2O3) 2100….2300 1740 1350 30…40
Refractare mulitice (75…80%Al 2O3) 2900…3100 1830 1350 25…35
Refractare mulito-
corindonice (80…85% 3400…3600 1950 1400 40…50
B. Refractare bazice
Magnezită (%MgO > 92%) 2900…3100 2200 1500 45…75
Crom –magnezită (25…50% MgO,
12…28% Cr2O3, 15…25% Al 2O3) 2900…3100 2000 1500 35…55
Cromit (% Cr2O3 > 85% ) 3200…3400 1950 1450 65…85

7.3.4. Materialele ceramice neoxidice

Materialele ceramice neoxidice sunt compuși de tipul carburi, n itruri, boruri sau
siliciuri ale căror unități structurale au la bază de obicei le gături covalente care le conferă
temperaturi înalte de topire sau de descompunere modul de elast icitate și duritate

231 ridicate. Aceste caracteristici le-a impus ca materiale destina te unor categorii largi de
aplicații pentru obținerea de piese prin sinterizare sau sub fo rmă de fibre pentru obținerea
materialelor compozite.
Câteva ceramice neoxidice și proprietățile lor mai importante s unt prezentate în
tabelul 7.6.
Carbura de siliciu cristalizează într-un număr mare de forme alotropice cu
densități aproape egale și structuri de tip hexagonal, romboedr ic sau cubic, bazate
preponderent pe legătura covalentă. Aceste structuri îi conferă duritatea mare stabilitate
termică, conductibilitate electrică și rezistență la oxidare (l a temperaturi de peste 1500
oC se acoperă cu un strat de SiO 2). În practică se utilizează de obicei produse sinterizate
împreună cu un liant care este tot un material ceramic refracta r. Cele mai comune
utilizări sunt ca materiale abrazive și ca materiale pentru r ezistențe de încălzire electrică
a cuptoarelor (cunoscute sub denum irea comercială de “bare de s ilită”).
Nitrura de siliciu cristalizează în sistemul hexagonal, iar ponderea legăturilor
covalente este de cca 70 %; se caracterizează prin rezistență m ecanică ridicată și
comportare bună la fluaj, menținându-și practic nemodificate ca racteristicile până la
1400 oC; este un material din categoria ceramicelor tehnice de perfor manță din care se
pot obține piese complicate, c u stabilitate dimensională bună l a variații de temperatură.
Prin procedee tehnologice moderne s-a reușit înlocuirea unor at omi de siliciu și
de azot cu atomi de aluminiu și oxigen, obținând o clasă nouă d e materiale ceramice
denumite sialon (de la Si-Al-O-N) ale căror unități structurale sunt tetraedri (Si xAl1-
x)(O yN1-y)4-; prin variația legăturilor atomice și ionice se obțin structur i noi și deci
proprietăți noi, printre care cea mai importantă o reprezintă s tabilitatea până la 1800 oC,
ceea ce a făcut ca sialonurile să fie utilizate pe scară din ce în ce mai mare la fabricarea
unor piese puternic solicitate.
Nitrura de bor poate cristaliza în sistemul cubic și în sistemul hexagonal. F orma
cristalizată în sistemul cubic (nitrura cubică de bor sau CBN) are duritatea apropiată de
a diamantului, fiind materialul sintetic cu cea mai mare durita te, iar cea cristalizată în
sistemul hexagonal (ca și grafitul) este utilizată pentru fabri carea unor piese prin
sinterizare și pentru electrozi de sudură.

232 Carbura de bor are duritatea imediat mai mică decât CBN fiind utilizată la
realizarea sculelor așchietoare sau în construcții aerospațiale datorită modulului de
elasticitate ridicat și densității reduse (tabelul 7.6).
Tab.7.6. Caracteristicile unor materiale ceramice neoxidice [58]
Denumirea
comercială ρ
kg/m3 Duritate
Knopp
E,
kN/mm2 Rc,
N/mm2 Tmax
utilizare
oC
Carbura de siliciu
(SiC) 2700…3200 3000 380…420 900…1100 2400
Nitrura de siliciu
(Si3N4) 1900…320 – 160…320 250…700 1898
Carbura de bor
(B4C) 2510 3500 440…460 2700…2900 2425
Nitrura cubică de
bor (BN) 3480 5000 840…870 6500…7000 1540
Carbura de
wolfram (WC) 15500 2700 580…620 4500…5000 2780
Carbura de titan
(TiC) 4800…4940 3100 330…350 2500…2800 3100

Carburile de W, Ti, Ta se utilizează ca materiale dure pentru s cule sub formă de
plăcuțe sinterizate cu un liant metalic (de obicei Co).

7.3.5. Sticlele

Baza structurii sticlelor silicatice este constituită din rețea ua spațială de unități
[SiO 4]4- legate în poziții aleatoare (fig. 7.14). Utilizarea sticlei de silice cu această
structură este limitată la apli cații speciale unde se cere refr actaritate ridicată. Pentru
majoritatea aplicațiilor însă este necesar ca temperatura de cu rgere T c (fig.7.4) să fie mai
redusă pentru prelucrarea sticlei în condiții economice corespu nzătoare.
Acest lucru se realizează prin adăugarea altor componente, care modifică structura
prin apariția unor ioni metalici ce se pot plasa între tetraedr ii [SiO 4]4- așa cum se observă
în figura 7.14a, sau pot lega tetraedrii între ei, așa cum se o bservă din figura 7.14 b.
În acest context, componentele stic lelor se pot grupa după cum urmează:
 Formatorii de rețea (vitrifianți) sunt oxizi ai elementelor cu cationi de rază mică
și sarcină relativ mare (Si4+, B3+, P5+, etc.); cationii respectivi se înconjoară
(coordinează) cu 3-4 ioni de oxigen formând tetraedri sau piram ide care se leagă

233 între ei prin vârfuri, dând nașt ere rețelei spațiale dezordonat e; așa cum a fost
arătat, formatorul de rețea cel mai utilizat este silicea (SiO 2) însoțit în unele
cazuri de oxidul boric B 2O3 și/sau pentaoxidul de fosfor (P 2O5);

Fig.7.14. Structura sticlelor: a: sticla silico-sodic ă; b: sticla calco-sodic ă [58]

 Modificatorii de rețea sunt componentele cu rol de fondanți (de exemplu: oxidul
de sodiu Na 2O, oxidul de potasiu K 2O și oxidul de litiu Li 2O) sau de stabilizatori
(de exemplu: oxidul de calciu CaO, oxidul de magneziu MgO, oxid ul de bariu
BaO și oxidul de zinc ZnO). Temperatura de topire a silicei se reduce în prezența
fondanților prin distrugerea con tinuității rețelei datorită rup erii lanțurilor Si-O-
Si de către ionii metalelor alcaline (fig. 7.14); pentru exempl ificarea influenței
fondanților, în figura 7.15 se p rezintă diagrama de echilibru a sistemului SiO 2-
Na2O, pe care se observă existența unei transformări de tip eutect ic la
temperatura de 800 oC și formarea compusului Na 2O·2SiO 2 cu temperatură de
topire mai mică decât a silicei. Sticlele formate numai din sil ice și oxizi alcalini
au rezistență scăzută la acțiunea substanțelor chimice, re zistență mecanică și
rezistență la șoc termic redu se. Îmbunătățirea caracteristicilo r se realizează prin
acțiunea stabilizatorilor care sunt oxizi ai metalelor bivalent e alcalino-
pământoase (Ca, Ba, Mg) ai căror ioni contribuie la realizarea legăturilor între
unitățile structurale (fig.7.14b).

234  Intermediarii sunt componente care contribuie atât la formarea rețelei cât și la
modificarea unor caracteristici; în această categorie intră Al 2O3, PbO și ZrO 2,
oxizi care acționează prin înlocuirea în rețea a ionului Si4+ cu ionii metalelor
respective.

Fig.7.15. Diagrama de echilibru a sistemului SiO 2-Na 2O [58]

Există o varietate foarte mare de tipuri de sticle, care se pot grupa în funcție de
tipul oxizilor care imprimă sticlei anumite proprietăți; compoz ițiile chimice ale câtorva
tipuri de sticle utilizate mai frecvent, sunt prezentate în tab elul 7.7 [38].
Sticlele calco-sodice sunt cele mai uzuale, fiind utilizate pen tru fabricarea
geamurilor (sticla plană), ambalajelor, obiectelor de menaj și anumitor aparate de
laborator.
Răspândirea lor extrem de mare se datorează costului redus a l materiilor prime.
Limitele concentrațiilor pentru oxizii de bază (SiO 2, Na 2O și CaO) rezultă pe de o parte
din condiția reducerii temperaturii de topire ceea ce ar însemn a cantități mai mari de
Na2O, iar pe de altă parte asigurarea unei rezistențe chimice mai bune, ceea ce ar însemna
concentrații de CaO mai mari, dar acesta are influență negativă asupra solidificării
(favorizează cristalizarea). Sticlele calco- sodice conțin 70 …75 % SiO 2, 13…19 %
Na2O și 8…11 % CaO; pentru reducerea tendinței de cristalizare se introduce 3…4 %
MgO.
Sticlele boro-silicatice se caracterizează prin coeficienți de dilatare mici, fiind
utilizate ca sticle speciale pentru aparatura de laborator care lucrează la temperaturi
ridicate. Utilizarea oxidului B 2O3 a l ă t u r i d e S i O 2 ca formator de rețea are ca efect

235 reducerea temperaturii de topire, fără să afecteze stabilitatea chimică și fără să modifice
proprietățile de solidificare ale silicei.
Sticlele alumino-silicatice au t emperaturile punctelor fixe de vâscozitate ridicate
(v. fig. 7.8) putând fi utilizate și la temperaturi înalte. Con ținutul redus de oxizi alcalini
le conferă o rezistivitate electrică foarte mare și rezistență chimică bună. Sunt utilizate
la fabricarea materialelor electroizolante.
Sticlele cu plumb au rezistență chimică scăzută, dar proprietăț i optice și electrice
deosebite. Denumirea comună de “cristal de plumb” se folosește pentru sticlele care
conțin peste 20 % PbO.
Principalele particularități ale comportării sticlelor la solic itări mecanice au fost
prezentate anterior, remarcându-se influența deosebit de putern ică a concentratorilor de
tensiuni, ceea ce conduce și la o dispersie mare a caracteristi cilor mecanice (v. tabelul
7.2 și 7.6), precum și influența prezentei apei asupra rezisten ței la solicitări de durată
(fig.7.6).
Cea mai importantă utilizare a sticlelor ca materiale structura le o constituie fără
îndoială fibrele, atât cele discontinui (vata de sticlă), cât ș i cele continui folosite în
principal la obținerea materialelor compozite.
Analizând compozițiile chimice ale sticlelor utilizate pentru f ibre, se constată că
sunt sticle alumino-silicatice și boro-silicatice; prezența Al 2O3 ca intermediar, (formator
și modificator de rețea) conduce la creșterea stabilității chim ice, care capătă importanță
mai mare în cazul fibrelor datorită secțiunii reduse și supraf eței mare de expunere la
mediu.
În cazul fibrelor tip E utilizate în electrotehnică se remarcă limitarea drastică a
conținutului de oxizi alcalini, deoarece prezența acestora cond uce la micșorarea
rezistivității electrice (ionii Na+, K+ sunt purtători de sarci nă electrică).
Rezistența la tracțiune a fibrelor de sticlă este mult mai mare decât cea determinată
pe epruvete deoarece structura are un grad de anizotropie cu at ât mai pronunțat cu cât
diametrul fibrei este mai redus, iar prin procesul de fabricați e se realizează obținerea de
fibre cu suprafețele lipsite de defecte.

236 Se ating astfel rezistențe la tracțiune de 2000…5000 N/mm2 în funcție de
conținutul de SiO 2 și de diametrul fibrei (de exemplu, la fibrele din silice pură se obțin
și rezistențe de 8000 N/mm2).
Tab.7.7. Compozi ția chimică a unor sticle uzuale [38]

Tipul sticlei Concentrația masică în % pentru:
Formatori de
rețea Modificatori și stabilizatori
de rețea Intermediari
SiO 2 B2O3 Na2O K 2O CaO MgO Al2O3 Alții*
Sticle calco-sodice (sticlă plană) 72 – 14 1 8 4 1 –
Sticla boro-silicatică (“Pyrex”) 80,5 12,9 4 0,4 – – 2,2 –
Sticla alumino-silicatică 54 7,5 0,5 – 22 0,5 14,5 –
Sticla cu plumb (‘cristal”) 35 – – 7 – – – 58% PbO
Sticla Vycor 96 3 < 0,2 < 0,2 – – – –
Sticle pentru fibre:
– tip A: calco-sodică normală 70 1,5 16 – 8 3 1,5 –
– tip AR: rezistente la al calii 62 – 14 – 4 16 2 58% ZrO 2
– tip C: rezistente la coroziune 65 5 8,5 – 14 3 4 0,5 Fe 2O3
– tip E: rezistivitate electrică mare 54 8 <0,5 <0,5 17 5 15 0,3 Fe 2O3
– tip S – rezistență mecanică mare 65 – – – – 10 25 –
* Pe lângă componentele de baz ă, unele sticle con țin și cantități mici de al ți
oxizi metalici pentru îmbun ătățirea propriet ăților optice sau pentru colorare.

O categorie aparte de mase sticloase o constituie emailurile ap licate pe suprafața
pieselor metalice în unul sau m ai multe straturi. Se utilizează sticle silicatice cu
compoziții complexe, în care %SiO 2 = 45…55 % iar %Na 2O sau %Li 2O = 15…20%,
restul fiind adaosuri ce contribuie la îmbunătățirea proprietăț ilor și aspectului. Pentru
obținerea unor straturi de acoperire uniforme, aderente și con tinui emailurile trebuie să
aibă capacitate de umectare a suprafeței metalice și capacitate de întindere. Emailarea
este o metodă relativ ieftină de obținere a unor piese metalice cu rezistență ridicată la
coroziune.

7.3.6. Materialele vitroceramice

Materialele vitroceramice sunt materiale policristaline de tipu l alumino- silicaților
obținute printr-o tehnologie asemănătoare cu cea a sticlei, dar sunt supuse unui proces
de cristalizare controlată.

237 Baza topiturii o constituie o sticlă simplă, de obicei pe bază de alumino- silicat de
litiu în care se adaugă germeni de cristalizare ce pot fi: oxiz i cu temperaturi înalte de
topire (TiO 2, ZrO 2, P2O5, Cr 2O3), fluoruri sau chiar metale (Ag, Au, Pt, Cu); la răcirea
topiturii germinarea se produce rapid în toată masa, cantitatea de structură cristalină
depinzând de condițiile în care se face răcirea; în materialele vitroceramice uzuale
cristalele pot reprezenta 50…95 % din volumul total, restul fii nd masă vitroasă ce leagă
între ele aceste cristale.
Compoziția topiturii și tipul germenilor de cristalizare se ale g astfel încât
proprietățile cristalelor și ale sticlei intercristalină să fie corespunzătoare scopului
urmărit. Calitatea materialului vitroceramic depinde esențial d e uniformitatea germinării
în toată masa topiturii și de posibilitatea de a controla numă rul germenilor de
cristalizare.
Materialele vitroceramice au rezi stență mecanică ridicată, coef icient de dilatare
foarte mic (deci rezistență la șoc termic), proprietăți optice și electrice deosebite, fiind
utilizate în cele mai diverse domenii, de la scuturile termic e pentru vehicule spațiale,
placajele rezistente la coroziune în industria chimică, până la vasele de bucătărie
termorezistente [38].

7.3.7. Cimentul

Este un material pulverulent constituit din silicați și alumina ți de calciu care sunt
compuși anhidri, instabili în p rezența apei; amestecați cu apa ei formează compuși
hidratați, stabili și cristalizați. Reacția de hidratare este e xotermă și în urma desfășurării
complete se obține o masă rezistentă cu rol de liant pentru par ticulele altor materiale
înglobate (nisip și pietriș).
Principalele componente ale cime ntului și concentrațiile masice ale acestora sunt:
silicatul dicalcic 2CaO·SiO 2 (simbol C 2S) se află în proporție de 0…30 %, are întărire
lentă cu degajare redusă de căldură;
silicatul tricalcic 3CaO·SiO 2 (simbol C 3S) se află în proporție de 40…80 % și are întărire
rapidă cu degajare mare de căldură; aluminatul tricalcic 3CaO·Al
2O3 (simbol C 3A) se află în proporție de 7…15 % și are
întărire rapidă la început;

238 aluminatul feric tetracalcic 4CaO·Al 2O3·Fe 2O3 ( s i m bol C 3AF) se află în proporție de
4…15 % și are întărire lentă.
Cel mai utilizat tip de ciment este cimentul “Portland” (după n umele insulei
britanice unde s-a fabricat pentru prima dată) care se obține p rin calcinarea calcarului cu
argilă și măcinarea produsului sinterizat, rezultând o masă pul verulentă (dimensiuni de
particule 0,5…50 µm). Compozițiile nominale ale cimenturilor po rtland și rezistența la
compresiune după întărire sunt prezentate în tabelul 7.8.
Tab.7.8. Compozi țiile și propriet ățile cimenturilor Portland [38]

Tipul cimentului Concentrațiile masice, % Rezistența la
compresiune
N/mm2
C2S C 3S C 3A C3A
F După 3
zile După 28
zile
Tip 10 – normal (standard) 25 49 11 8 12,5 26,5
Tip 20 – cu întărire lentă și căldură redusă 31 44 5 13 10 26,5
Tip 30 – cu întărire rapidă 14 58 11 8 22 22
Tip 40 – cu degajare mică de căldură 46 28 5 13 8,5 25,5
Tip 50 – rezistent la sulfați 38 41 4 10 10,5 26,5

Există și alte varietăți de cim enturi care pe lângă componentei cimentului portland
conțin și alte substanțe cum ar fi: zgură de furnal, cenușă de termocentrale, ghips,
diatomit etc. Aceste substanțe modifică proprietățile cimentulu i prin formarea unor
hidrosilicați sau hidroaluminați mult mai stabili.
Așa cum a fost arătat mai sus, cimentul se folosește împreună c u nisip și pietriș
(care se află în proporția cea mai mare), formând astfel ameste cul (agregatul compozit)
numit beton .
Pentru obținerea rezistenței mecanice corespunzătoare trebuie s ă se asigure un
raport optim apă/ciment. Dacă se introduce apă mai puțină, ames tecul nu are plasticitate
suficientă, nu umple bine forma și va conține aer, ceea ce cond uce la o structură poroasă
a betonului, cu rezistență mecan ică redusă. Dacă se introduce apă în exces, aceasta
rămâne în masa betonului și după evaporare va rezulta, de aseme nea, o structură poroasă.

239 8. MATERIALE POLIMERICE

Polimerii sunt compuși chimici (în marea majoritate a cazurilor organici) cu
molecule de dimensiuni mari (macromolecule) obținuți din uni rea într-un lanț
molecular (catenă) a unui număr mare de monomeri sau unități st ructurale de obicei
identice.
Așa cum se cunoaște, moleculele o rganice se formează prin legar ea covalentă a
atomilor de carbon cu alți atomi sau unități structurale.
După modul cum sunt ocupate cele patru valențe ale carbonului, p o t e x i s t a
următoarele situații: patru legături simple; două legături sim ple și una dublă, două
legături duble, o legătură simplă și una triplă.
În cazul celor patru legături simple, atomul de carbon se află în centrul tetraedrului
format de ceilalți atomi, astfel că unghiul dintre două leg ături este de aprox.109,5
o.
Prin înlocuirea unui atom din vârful tetraedrului cu o unitate structurală de același tip
sau diferită, se obțin molecule din ce în ce mai complexe; de exemplu, pornind de la
cea mai simplă hidrocarbură saturată care este metanul CH 4, prin înlocuirea unui atom
de hidrogen cu gruparea -CH 3 se obține etanul C 2H5, cei doi tetraedri fiind poziționați
astfel încât forțele de respingere dintre atomi să fie minime.
Spre deosebire de acestea, hidro carburile nesaturate au legătur i duble sau chiar
triple, caz în care moleculele devin planare și pot reacționa î ntre ele sau cu alți compuși
dând naștere moleculelor de dimensiuni mari ale polimerilor; d e exemplu, în cazul
etenei (etilenei) C 2H4 legăturile duble se pot desface permițând unităților struct urale să
se lege și să formeze polietilena conform schemei:

care mai poate fi reprezentată și în felul următor:

240
unde n reprezintă numărul de unități structurale (monomeri) din lanțu l macromolecular
și se numește grad de polimeriz are, care pentru polimerii utili zați în tehnică are valori n
= 103…106. Gradul de polimerizare se determină cu relația:
limpo er
monomerMnM (109)
unde M polimer este masa moleculară a polimerului iar M monomer masa moleculară a
monomerului.
În același mod, și alți atomi de H pot fi înlocuiți cu atomi sa u radicali liberi
(grupuri structurale de atomi care au legături nesatisfăcute) r ezultând practic un număr
nelimitat de monomeri ce pot polimeriza.
Dacă pozițiile libere ale atomilor din lanț se ocupă cu un elem ent monovalent, ca
de exemplu hidrogenul, se obține un polimer liniar (fig.8.1.a). Dacă una din pozițiile
libere este ocupată de un atom de carbon, se poate produce o ra mificație a lanțului
molecular (fig. 8.1b). Dacă între lanțuri apar legături punctua le covalente între atomii de
carbon, se obțin polimerii bi și tridimensionali (fig. 8.1c).

Fig.8.1. Schema polietilenei: a. liniar ă; b. ramificat ă; c. bi- sau tridimensional ă
[63]

Polimerii liniari și ramificați au o legătură intermoleculară s ecundară slabă. De
aceea au o rigiditate de 103 până la 106 ori mai mică decât a dia mantului. De obicei, din

241 această categorie fac parte polimerii termoplastici, care prin încălzire trec în stare lichidă
și pot fi puși în formă. Sunt solubili în solvenți organici.
Polimerii bi- și tridimensionali au legătură intermoleculară co valentă puternică și
de aceea sunt insolubili, infuzibili, cu o rezistență termică mai ridicată.
Polimerii sunt amestecuri de macromolecule cu grade de polimeri zare diferite,
caracteristică ce se numește polidispersie de masă moleculară; distribuția fracțiilor
reprezentând lanțurile cu un anumit grad de polimerizare n și având caracter
probabilistic.
Pentru caracterizarea masică a unui polimer se folosesc cel mai adesea două
mărimi medii:
 masa moleculară medie gravimetrică ܯ௪തതതതത determinată în funcție de fracția
masică a macromoleculelor și definită prin relația:
2
1
1
1n
ii n
i
wi i n
i
ii
iNM
Mw M
NM

 

 (110)
unde w i este fracția masică a lanțurilor cu masa moleculară M i, iar N i numărul lanțurilor
cu masa M i;
 masa moleculară medie numerică ܯ௡തതതത determinată în funcție de fracția masică a
macromoleculelor și definită prin relația:
1
1
1n
ii n
i
ni i n
i
i
iNM
MX M
N

 

 ( 111)
Unde X i este fracția numerică a lanțurilor cu masa M i; pentru calculul gradului de
polimerizare n cu relația x se consideră M polimer = ܯ௡തതതത.
Raportul ܯ௪തതതതത
ܯ௡തതതത൘ descrie mărimea intervalului de distribuție a maselor
moleculare sau polidispersitatea care pentru polimerii uzuali a re valori 1,5…3, ajungând
în unele cazuri să aibă și valori peste 10.
Gradul de polimerizare și masa moleculară medie influențează în mod deosebit
proprietățile fizice și mecan ice ale unui polimer [64].

242 8.1. Reacțiile de sinteză a polimerilor

a) Polimerizarea este o reacție în lanț ce decurge în trei etape [64-67]:
 inițierea, în decursul căreia ar e loc prin procese termice sau fotochimice
scindarea moleculelor unei substanțe introduse special ca iniți ator, și formarea
unor radicali liberi primari care adiționează la legătura dublă a monomerului și
formează un radical mai mare; acțiunea inițiatorului se bazează pe captarea unui
electron al legăturii duble C═C astfel că unul din atomii de ca rbon rămâne cu
un electron fără perechea sa de spin și este capabil să adițion eze la o altă unitate
structurală pentru a reface perechea, adică a căpătat o legătur ă liberă; numărul
de legături libere ale unui monomer reprezintă funcționalitatea acestuia, astfel
că un monomer cu două legături este bifuncțional, cu trei legăt uri trifuncțional
și cu mai mult de trei legătu ri polifuncțional; această primă e tapă este ilustrată
pentru un monomer oarecare (X fiind un atom sau o unitate struc turală) în figura
8.2a;
 propagarea (creșterea) în decursul căreia radicalii liberi form ați în etapa
anterioară participă la reacții de transfer în care se extrage un atom dintr-o
moleculă legându-se la radical care devine stabil și se generea ză un nou radical
din molecula care a furnizat atomul; procesul continuă astfel c u atașarea unor
noi unități structurale lanțului molecular care are la unul din capete radicalul
primar, iar celălalt capăt este liber și poate primi noi unităț i; această etapă este
ilustrată în figura 8.2b;
 întreruperea în decursul căreia radicalii reacționează în perec hi pierzându-și
reactivitatea și creșterea lanțului molecular se oprește; proce sul de întrerupere
este aleator și se produce prin două mecanisme:
 prin combinare, atunci când capetele libere a două lanțuri mole culare se
întâlnesc și se unesc (v. fig. 8.2c);
 prin disproporționare, atunci când un atom de hidrogen este tra nsferat de
la un lanț la altul și se favorizează refa cerea unei legături d uble C═C, așa
cum se poate observa în figura 8.2d.

243
Fig.8.2. Etapele reac ției de polimerizare: a: ini țierea; b: propagarea; c:
întreruperea prin combinare; d: întreruperea prin dispropor ționare

Rezultă că pentru realizarea reacției de polimerizare este sufi cientă activarea
energetică pentru inițiere, în continuare reacția desfășurând u-se de la sine, fapt pentru
care este numită reacție în lanț. Polimerii astfel obținuți au compoziția chimică a merilor
din care provin, deoarece prin polimerizare nu se elimină produ se secundare de reacție.
b) Policondensarea este procesul prin care două molecule organice diferite
reacționează pentru formarea unei molecule complexe ce se unesc în lanțul
macromolecular; reacția are loc cu eliminarea unor substanțe cu molecula mică
(cel mai frecvent apă sau amoniac), ceea ce înseamnă că polimer ii obținuți prin
policondensare au compoziție chimică diferită de a monomerilor din care
provin. Reacția de policondensare este o reacție în trepte (sau pas cu pas)
deoarece creșterea lanțului macromolecular se realizează prin f ormarea de noi
legături în urma reacțiilor de condensare; obținerea unor grade de polimerizare
corespunzătoare presupune controlul desfășurării reacțiilor ast fel încât să nu se
atingă prematur echilibrul.

244 c) Poliadiția este o reacție în trepte (la f el ca policondensarea) care decu rge fără
eliminarea unei substanțe cu molecula mică, astfel că polimerul obținut are
compoziția chimică a merilor din care provine (la fel ca la pol imerizare);
polimerii care se formează prin poliadiție au de obicei în lanț urile principale și
alți atomi decât carbonul.
În timpul desfășurării reacțiilor de sinteză pot avea loc ramif icări ale lanțului
molecular, chiar și în cazul în care monomerii participanți sun t bifuncționali (au doar
două legături active); dacă lanțul macromolecular nu are ramifi cații sau acestea sunt
scurte polimerul respectiv este un polimer liniar, iar dacă lan țul are ramificații lungi este
un polimer ramificat sau dendrimer.
Din punct de vedere al tipului monomerilor ce alcătuiesc lanțul , aceștia pot fi
identici, caz în care rezultatul sintezei este un homopolimer s au pot fi diferiți și în acest
caz rezultatul sintezei este un copolimer.
Reacțiile de sinteză a polimerilor au la bază mecanisme complex e a căror
prezentare în detaliu depășește cu mult cadrul acestei lucrări. Din punct de vedere al
utilizării materialelor pe bază de polimeri sunt mult mai impor tante aspectele privind
structura și proprietățile acestora.
8.2. Structura lanțului molecular
După natura elementelor care formează lanțul molecular, polimer ii pot fi:
organici, organo-minerali și minerali. După structura lanțului, polimerii pot fi: liniari,
ramificați,
În cazul polimerilor care au mai multe tipuri de atomi sau grup ări de atomi
catenari, lanțul molecular are diferite configurații atomice pe ntru aceeași compoziție
chimică (fig.8.3).

Fig. 8.3. Izomeri de pozi ție: a. unitate structural ă; b. configura ție cap la coad ă;
c. configura ție cap la cap

245
În polimer, pot exista izomeri: de poziție, de configurație și geometrici. Izomerii
de poziție se diferențiază prin modul de asociere a unităților structurale: configurație cap
la coadă (cea mai frecventă) sau cap la cap.
Izomerii de configurație apar ca urmare a aranjamentului atomic diferențiat față
de axa lanțului.
Se disting trei tipuri de izomeri de configurație (fig. 8.4):
 izotactici, la care grupările R sunt de aceeași parte a lanțulu i;
 sindiotactici, grupările R alte rnează de o parte și de alta a l anțului;
 atactici, grupările R se distribuie aleatoriu.

Fig.8.4. Izomeri de configura ție: a. izotactici; b. sindiotactici; c. atactici

Izomerii geometrici apar în cazu l unităților structurale, care conțin legătura dublă
a atomilor de carbon. Fiecare atom de carbon din legătura dublă prezintă o singură
legătură liberă cu un atom sau cu o grupare de atomi, care se s ituează de aceeași parte
sau în opoziție față de lanț.
Se exemplifică cu unitatea structurală a izoprenului (fig.8.5). Dacă atomul de H și
gruparea -CH 3 sunt de aceeași parte a lanțului, se obține o structură cis, respectiv cis-
izoprenul sau cauciucul natural. Dacă atomul de H și gruparea – CH 3 sunt în opoziție, se
obține o structură trans . Trans-izoprenul (numit și gutapercă, folosită ca izolator ele ctric,
în stomatologie sau pentru mingi de golf) are proprietăți difer ite de ale cauciucului
natural.

246
Fig.8.5. Structura izomerilor cis și trans

Polimerii organo-minerali și cei minerali prezintă lanțul de ba ză polisiloxanic,
alcătuit din tetraedre ale atom ilor de siliciu, legate covalent între ele prin atomi de oxigen
(fig.8.6a). Dacă legăturile libere ale siliciului sunt ocupate cu grupări organice
monovalente, cum este gruparea metil, se obține un polimer orga no-mineral. În figura
8.6b se prezintă macromolecula de polidimetilsiloxan, care este structura de bază a
cauciucurilor siliconice, elastomer i cu rezistență la temperatu ri ridicate (350-400˚C).
Polimerii minerali se obțin dacă legăturile libere ale lanțului polisiloxanic sunt
ocupate de cationi metalici (Na+, Mg2+, Al3+), care formează legături ionice prin
intermediul oxigenului. Se exemp lifică prin piroxen (fig. 8.6c) , care este un silicat
mineral. În structura acestor minerale sunt numai legături inte rmoleculare puternice,
iono-covalente sau ionice, ceea ce determină o rigiditate super ioară polimerilor organici,
la care legătura intermoleculară este de tip van der Waals.

Fig.8.6. Structura polimerilor organo-minerali și minerali. a. lan țul
polisiloxanic; b. lan țul polidimetilsiloxanic; c. lan țul de piroxen (MgSiO 3)n

247 Dacă legăturile libere ale lanțului sunt ocupate de grupări sil oxanice se obține
silicea tridimensională cu formula globală SiO 2.
În cristal, lanțul molecular adoptă o configurație spațială, ca re corespunde energiei
potențiale minime. Tipul de configurație a lanțului afectează m odul de împachetare a
lanțurilor în celula cristalină. Configurația lanțului poate fi în zig-zag sau elicoidală
(fig.8.7).

Fig.8.7. Configura ția lanțului
molecular: a. în zig-zag la poli-etilen ă;
b: elicoidal ă la teflon (tetrafluoretilen ă) Fig.8.8. Structura și celula
elementar ă a polietilenei cristalizate

Configurația în zig-zag are compactitatea maximă și este specif ică lanțului de
polietilenă (fig.8.7a). Atomii catenari de hidrogen, având o ra ză mică, sunt coplanari și
formează între ei unghiuri de valență de 109,5˚. Atomii catenar i sunt dispuși unii
deasupra celorlalți și spațiul dintre ei este suficient de mare pentru un aranjament relativ
compact în structura cristalină (fig. 8.8).
În celula cristalină se atinge un grad ridicat de compactitate (η = 0,8). Rezultă un
punct de topire relativ ridicat (130˚C), în condițiile absenței unei legături intermoleculare
puternice.
Dacă se substituie atomii de hidrogen cu atomi de fluor, se obț ine
politetrafluoretilena (teflonul). Diametrul atomilor de fluor e ste mai mare decât spațiul
dintre atomii de carbon. Se adopt ă o configurație elicoidală (f ig. 8.7b) atât în stare
cristalină cât și lichidă. În această configurație, compactitat ea atomilor este mai redusă

248 (η = 0,66-0,78), dar rigiditatea și termostabilitatea sunt mai mari. Teflonul are
temperatura de topire 330˚C și prezintă proprietăți antiadezive [17].
Majoritatea polimerilor, care conțin heteroatomi adoptă configu rația în zig-zag.
Izomerii izotactici, cum este polipropilena, adoptă configurați a elicoidală a lanțului
molecular.
Lanțurile moleculare ale polimerilor liniari și ramificați se p ot lega între ele prin
punți formate dintr-o singură unitate structurală (atom sau rad ical liber) sau printr-un
lanț scurt, rezultând o rețea tridimensională dezordonată numit ă structură reticulată-
respectiv polimer reticulat; în cazul polimerilor reticulați no țiunea de macromoleculă își
pierde sensul deoarece se formează un complex de legături în ca re catenele nu mai pot
fi individualizate. Reticularea se poate realiza fie în timpul reacțiilor de sinteză, fie
ulterior prin amestecarea polimerului cu un agent de reticulare (element sau compus
chimic).
În cazul structurii copolimerilor apare suplimentar problema di stribuției
monomerilor diferiți în cadrul lanțului macromolecular, din ace st punct de vedere
existând următoarele tipuri de c opolimeri: copolimer statistic , cu distribuția
monomerilor aleatoare (fig. 8.9a), copolimer bloc, cu secvențe succesive de monomeri
de același tip în cadrul lanțului (fig. 8.9b) și copolimer gref at, care are un lanț principal
constituit din monomeri de același tip și ramificații ale acest uia din polimeri de alt tip
(fig. 8.9c).

Fig.8.9. Tipurile structurale de copolimeri: a – statistic; b – bloc; c – grefat

Într-un polimer dimensiunea lanțurilor macromoleculelor este va riabilă fiind o
consecință a reacțiilor de polimerizare.
Orientarea macromoleculelor nu este în general preferențială da r proprietățile
polimerilor sunt puternic dependente de distribuția maselor mol eculare și de orientarea
acestora, de starea lor conformațională.

249 8.3. Corelații structură-proprietăți pentru polimeri

Polimerii în general sunt materiale amorfe, unde dominantă este ordinea la mică
distanță. Prin procese specifice de cristalizare orientată sau indusă ei pot avea diferite
grade de cristalinitate. Rețeaua cristalină este complexă cu ba ze asociate formate din mai
multe unități metrice. În multe privințe formele cristaline ale polimerilor se aseamănă cu
cristalele moleculare unde forțe le Van der Waals și de dispersi e sunt dominante.
Dimensiunile mari induc proprietăți unice ce sunt specifice num ai polimerilor:
 Tăria forțelor intermoleculare, contribuția lor în cadrul lanțu rilor moleculare
(interacții intra-lanț) și respectiv interacțiunea dintre lanțu ri care poate fi locală
sau globală (interacții inter-l anț locale sau cooperative);
 Masa moleculară și distribuția maselor moleculare într-un polim er ce definesc
caracterul de polidispersie atâ t în proprietăți cât și în funcț ionalitate.
 Cristalinitatea: indusă de gradul de ordine la mică și la mare distanță din polimer
 Reticularea respectiv ramificarea lanțurilor macromoleculare sa u reticularea
dintre lanțuri este o altă pro prietate definitorie ce induce va riații extrem de largi
în proprietățile macroscopice cum ar fi aceea de la o comportar e elastică la una
rigidă.
Toate aceste proprietăți determină stări diverse de agregare a polimerului. Cum se
poate intui nu există polimeri în fază gazoasă deoarece în mac romolecule predomină
forțe intermoleculare puternice fiind necesar temperaturi mai m ari de 500°C pentru a se
evapora. La aceste temperaturi macromoleculele devin instabile descompunându-se și
eliberând substanțe mic molecula re (fenomenul se numește piroli ză) sau se reduc la
carbon (adică se carbonizează).
Starea lichidă este foarte rar întâlnită la polimeri. Polimerul prezintă aproape tot
timpul o consistență solidă care, cu creșterea temperaturii tre ce în diferite tipuri de faze
apropiate pseudo-lichidelor cu viscozitate înaltă.
Din acest motiv există stări polimerice elastice și înalt elas tice (rubber-like),
cunoscuți ca elastomeri de tipul cauciucului sau elasto-plastic e, vâscoase etc. Toate
aceste stări sunt dependente de temperatura și structura polime rului, natura forțelor

250 intermoleculare. O clasă specială este aceea a polimerilor cris tale lichide a căror
comportare este similară cristalelor lichide.
La polimerii organici, vâscozitatea ridicată în stare lichidă ș i complexitatea
structurii moleculare determină structuri amorfe sau semicrista line. În figura 8.10 se
prezintă lanțul molecular pentru polietilena amorfă.

Fig.8.10. Reprezentarea schematic ă a lanțului molecular amorf, cu îndoituri,
răsuciri și rotații [17]

Segmentele de lanț au suferit rotații, îndoiri și răsuciri dezo rdonate, astfel încât
lanțul are formă neregulată, iar capetele de lanț se găsesc la o distanță mult mai mică
decât lungimea lanțului.

Fig.8.11. Reprezentarea schematic ă a formei lan țului molecular: a. pozi ția
legăturii între atomii de carbon; b. formarea lan țului rectiliniu; c. formarea lan țului
cu îndoiri și răsuciri [17]

Aceste îndoiri și răsuciri dezordonate se datorează faptului că (fig. 8.11a), un atom
de carbon se poate lega de un alt atom din lanț în orice poziți e a generatoarei conului de
revoluție, care subîntinde un unghi de 109,5°. Lanțul rezultă rectiliniu în succesiunea

251 atomilor din figura 8.11b sau suferă răsuciri și îndoiri în suc cesiunea atomilor din figura
8.11c.
Polimerii solizi constituie clasa reprezentativă și se pot asoc ia prin comparație
modelului “sticlelor”, structuri amorfo-cristaline. Atunci când în structura lanțului
polimeric este prezentă o anumită ordonare, indusă de anumiți f actori termo-mecanici
sau fizici, aceștia pot cristaliza ca în cazul fibrelor (police tone, poliamide, poliesteri) sau
a polistirenului sindiotactic.
Porțiunile de catene aranjate ordonat sunt numite cristalite și au o dispunere
aleatoare în masa polimerului; prin anumite procedee tehnologic e se poate realiza și o
orientare a cristalitelor, obținându-se o texturare a zonelor c ristaline; în figura 8.12 este
prezentată schematic poziția lanțurilor moleculare în cazul str ucturilor amorfe, cristaline
și texturate.

Fig.8.12. Structurile polimerilor liniari: a – structur ă amorfă; b – structur ă
cristalină; c – texturare cristalin ă [38]

Diferențele dintre comportarea fizico-chimică diferită a polime rilor față de
sistemele mic-moleculare pot fi rezumate astfel:
 Gradul de organizare și împachetare, conformațiile lanțurilor
macromoleculare: Marea majoritate a polimerilor sunt liniari; sunt molecule
ale căror atomi se unesc pe direcții preferențiale, impuse de n atura legăturilor
covalente, formând un lanț de dimensiuni foarte mari. Nu întotd eauna acest lanț
este rigid și cvasiliniar. O simplă estimare a energiei interne a lanțului arată că
există o serie de minime locale mai mult sau mai puțin echidist ante. Între
punctele de minim segmentele de lanț sunt “rigide” formând așa- numitele

252 segmente. În punctele de minim ale energiei potențiale segmente le capătă
diferite grade de libertate de la rotații frânate până la rotaț ii libere în jurul axelor
locale proprii (segmente Kuhn). Aceasta le dă un caracter de mo bilitate ce
conduce la flexibilitatea polimerului prin luarea unor configur ații extrem de
diferite. Aceste configurații c orespund unei energii globale mi nime a stării de
echilibru a unei macromolecule determinând conformația sa. Cu c ât gradul de
libertate a segmentelor este mai mare cu atât lanțul macromolec ular se răsucește
(contorsionează) și se îndoaie formând un ghem complicat cu car acter de
distribuție statistică a segmentelor (modelul ghemului statisti c). Lanțurile au
tendința de a se răsuci unele în jurul celorlalte astfel încât macromoleculele
dintr-un polimer vor forma global un ghem gigant cu un înalt gr ad de dezordine.
Pe măsură ce polimerul este încălzit energia cinetică a lanțuri lor crește, depășind
forțele de interacțiune de tip Van der Waals, conducând la o cr eștere a mobilității
acestora. Aproape toți polimerii prezintă o temperatură de tran ziție vitroasă
(glass transition) interpretată ca temperatura pentru care comp onenta cinetică
este egală cu energia potențială. Peste această temperatură mac romoleculele au
o mobilitate specifică ce crește pe măsură ce ating temperatura d e t o p i r e .
Mobilitatea lanțurilor este similară cu modelul “spaghetelor tu rnate în farfurie”-
alunecarea reciprocă a spaghete lor este echivalentă cu mobilita tea lanțurilor
macromoleculare, prin urmare o comportare cvasiliberă. În stare solidă,
“ghemul” de macromolecule acționează mai mult ca un sistem cvas ielastic
dezordonat (prin asociere ca un ghem de sfoară alcătuit din res orturi cuplate cu
mase sferice). În fază solidă lanțurile sunt atât de contorsion ate și reciproc
răsucite unul în altul încât este foarte dificil sa fie disocia te sau dezmembrate.
Aceasta este motivul pentru care polimerii sunt atât de rigizi sau plastici (masele
plastice, compozitele, etc) sau î n opoziție extrem de elastici (elastomerii).
 Acțiunea cooperativă a forțelor inter- și intra- moleculare: Toate moleculele
atât cele mici cât și polimerii interacționează între ele prin forțe de tip
electrostatic. Anumite molecule se apropie unele de altele mai mult decât
celelalte datorită naturii forțelor de interacție și a intensit ății acestora.
Moleculele polare se apropie mai mult decât cele nepolare. De e xemplu, apa și

253 metanul au mase moleculare apropiate. Masa metanului este 16 ia r a apei 18.
Metanul este gaz la temperatura camerei în timp ce apa este lic hidă. Aceasta este
impusă de natura legăturilor puter nic polare din apă, datorate unui moment de
dipol mare, în timp ce metanul este nepolar, forțele de interac țiune având
caracterul forțelor de tip London (de dispersie). Aceste forțe moleculare
afectează polimerii la fel ca în cazul moleculelor mici. În caz ul polimerilor
aceste forțe conlucrează în variate aspecte conducând la efecte cooperative
cumulative. Cu cât molecula este mai mare cu atât forțele inter moleculare sunt
mai mari datorită creșterii gradului de cooperare dintre unităț ile
macromoleculare. Chiar dacă sunt implicate doar forțe slabe de tipul Van der
Waals, ele pot fi foarte puternice în legarea lanțurilor polime rice. Din această
cauză polimerii pot fi foarte rigizi sau extrem de elastici dep ășind adeseori
caracteristicile oțelurilor supe raliate. Polietilena de exemplu este nepolară, dar
forțele Van der Waals implicate prin efecte cooperative fac din ea un material
atât de puternic, încât poate fi folosit la confecționarea vest elor antiglonț.
 Dinamica lanțurilor moleculare, gradele de libertate, mișcarea la diferite
ordine de mărime: Macromoleculele au o mobilitate mult mai mică decât
moleculele mici pentru o temperatură dată. Un grup de molecule mici se poate
deplasa mai rapid și haotic când nu sunt legate între ele (agit ația termică
normală). Odată ce se leagă între ele într-un lanț macromolecul ar dispar multe
din gradele de libertate de translație și mișcarea lor încetine ște. În acest context
dinamica lanțurilor polimerice este diferită la scală microscop ică. De exemplu,
la dizolvarea unui polimer într-un solvent soluția va fi mult m ai vâscoasă decât
solventul pur sau soluția cu același conținut de monomeri. Măsu rând această
schimbare în termeni de vâscozitate se poate estima masa molecu lară a
polimerului.

8.3.1. Polimeri cristalini

Atunci când macromoleculele îndeplinesc anumite condiții de per iodicitate
impuse de grupul translațiilor se spune că polimerul este crist alin. Când ordi nea la
distanță dispare lanțurile polimerice formează un ghem sta tistic și polimerul este

254 amorf. Polimerii în general preferă să se alinieze într-un fel de ansambluri pliate care
pot fi prin comparație asimilate unui aranjament de “scânduri î ntr-un depozit ” (figura
8.13).
Foarte puțini sunt polimerii care prezintă astfel de caracteris tici, reprezentați fiind
de polietilena liniară cu mase mo leculare foarte mari și aramid ele (Kevlar, Nomex). Cei
mai mulți polimeri se pot “întinde” înainte de a se plia sau să își alinieze reciproc
lanțurile pe distanțe scurte.

Fig.8.13. a) Model de pliere a lan țurilor polimerice pe segmente cu lungimi
caracteristice; b) Plierea unui polimer cu formarea de stive 3D, lamele [38]

Pentru polietilenă, lungimea lanțului întins înainte de a se p lia este de aproximativ
100 angstromi. Polimerii pot forma stive de astfel de lanțuri p liate (lamele), figura 9.13b.
Studiile de microscopie și difracție de raze X au arătat că ace ste cristale lamelare
de grosimi 10-20nm și lungime 10µm au o structură multistrat cu lanțurile moleculare
pliate ordonat și compact (fig.8.14 și 8.15).

Fig.8.14. a). Lan țuri cu părți participante în lamele iar altele in domeniile
amorfe, b). lan țuri care particip ă alternant cu p ărți în lamele și domeniile amorfe
întorcându-se la lamela urm ătoare c). lan țuri cu participare aleatorie la lamele și
domenii amorfe (switchboard mode l) d) Model de sferulit ă [38]

255 De regulă lanțurile nu aparțin integral unei singure cristalite . O parte a lanțului
este inclus într-o regiune organizată în lamele iar restul într -un alt domeniu de lamele
sau rămâne liber. Când se întâmplă acest lucru polimerul fo rmează domenii lamelare
ordonate conectate cu domenii amorfe (figura 8.14a,b,c): lam ela nu mai este ordonată
ci devine dezordonată cu părți din lanțuri libere. 8.3.2. Polimeri amorfo-cristalini

Majoritatea polimerilor nu sunt cristalini. Lanțurile sau o par te din ele care nu sunt
plasate în cristalite nu prezintă nici o ordine în aranjarea lo r fiind în stare amorfă. În
consecință un polimer are două com ponente: o parte cristalina ș i una amorfă.
Partea cristalină este conținută în zona lamelară iar partea am orfa în afara ei. În
figura 8.14d și fig. 8.15 se pun în evidență cele două componen te aranjate în domenii
distincte formând entități specifice polimerilor numite sferuli te (sau sferolite).

Fig.8.15. Structura unei sferulite [17]

256 Se observă că lamelele se organizează în structuri fibrilare (f ibrile lamelare) ce se
dezvoltă radial pornind dintr-un nucleu central. Un eșantion de câteva grame de polimer
cristalin poate conține miliarde de sferulite. În zonele dintre lamelele cristaline sunt
regiuni în care lanțurile polimerice nu au nici o ordine. Acest e regiuni dezordonate sunt
zonele amorfe mai sus amintite. Așa cum se poate vedea din figu ra 8.14 d și 8.15 un lanț
polimeric poate fi parțial în formă lamelară cristalină respect iv în formă amorfă.
Unele lanțuri pornesc dintr-o astfel de lamelă, traversează o z onă amorfă după
care se unește cu altă lamelă. Aceste lanțuri se numesc “molecu le” de legătură (tie
molecules).

8.3.3. Cristalinitatea polimerilor

Așadar, polimerii nu sunt complet cristalini. Cristalinitatea c onferă polimerului
rigiditate dar îl face și casan t. Un polimer complet cristal in ar fi prea casant pentru a
fi utilizat ca plastic. Zonele amorfe conferă polimerului rezi stența și tenacitatea respectiv
abilitatea de a se deforma fără a se rupe. În cazul fibrelor po limerice se preferă polimeri
cu grad de cristalinitate mare urmărindu-se caracterul de propr ietate unidirecțională.
Polimerii au regiuni mixte: amo rfe și cristaline, dar unii sunt înalt cristalini iar alții înalt
amorfi.
Poziția relativă a lanțurilor macromoleculare încolăcite este a leatoare ceea ce
conferă structură amorfă polimerilor.
În cazul polimerilor liniari se poate realiza și o ordonare la distanță pe anumite
zone prin alinierea unor segmente de lanț, obținând o structură parțial cristalină apreciată
prin gradul de cristalinitate, care exprimă procentual volumul zonelor cu structură
cristalină.
Structura polimerului influențează cristalinitatea acestuia. Dacă este regulat și
ordonat, acesta se va împacheta în cristale mai ușor. Un exempl u este polistirenul,
sintetizat în două varietăți: sindiotactic (cristalin) și atact ic (amorf), după cum este
ilustrat în figura 8.16.
Polistirenul sindiotactic este ordonat, cu grupări fenil ce alt ernează de o parte și
de alta a lanțului favorizând plierea în cristal. Polistirenul atactic nu prezintă o astfel de

257 ordine, grupările fenil fiind aleator distribuite, lanțurile nu se pot plia iar polimerul
atactic este amorf.

Fig.8.16. Formula liniar ă a polistirenului sindiotactic și atactic

Alți polimeri atactici ca poli metil metacrilatul și poli(cloru ra de vinil) sunt de
asemenea amorfi. Polimerii stereoregulari ca polipropilena și p olitetrafluoretilena
izotactice sunt cristaline.
Polietilena este un alt exemplu: ea poate fi cristalină sau amo rfă. Polietilena liniară
este aproape 100% cristalină ia r cea ramificată este amorfă.
Forțele intermoleculare au rol determinant pentru ca un polimer să formeze
cristale.
Un exemplu tipic este polietilene tereftalatul, PET și nailonul 6,6. În figura 8.17
sunt date două exemple tipice a rolului grupărilor carbonil în poliesteri respectiv în
poliamide. Se observă că grupările amidice polare și carbonilic e din lanțul de bază la
nailon 6,6 sunt puternic atrase unele față de altele. Acestea f ormează legături puternice
de hidrogen care mențin cristalitele unite (figura 8.17c).
Poliesterii sunt un alt exemplu. În polietilentereftalat grupăr ile esterice polare
induc formarea de cristale cu legături puternice. Mai mult, gru pările aromatice preferă
să se suprapună ordonat formând cr istale cu legături foarte tar i (figura 8.17 a, b).

258
Fig. 8.17. Rolul for țelor intermoleculare la forma rea structurilor cristaline în
polimeri a),b) grup ările carbonil din poliesteri induc orientarea reciproc ă a fenililor
în structuri suprapuse c) grup ările carbonil și amidice din nailon 6,6 formeaz ă punți
hidroxil cu orientare uniaxial ă a cristalelor producând fibre de înalt ă rezistență
mecanică [65]

8.3.4. Curbe termomecanice ale polimerilor

Caracteristicile generale ale polimerilor și a materialelor pe bază de polimeri
rezultă din particularitățile naturii chimice (compoziție și ti p de legături) și structurii lor.
Este cunoscut că principala consecință a structurii amorfe este faptul că
materialele respective nu au o temperatură definită de topire s olidificare, trecerea către
starea lichidă la încălzire făcându-se treptat într-un interval de temperatură, și în cazul
polimerilor ca și în cazul sticlelor există o temperatură T v de tranziție sticloasă (vitroasă)
sub care se comportă din punct de vedere mecanic ca solidele cr istaline și o temperatură
de curgere T c deasupra căreia materialul se comportă ca un lichid vâscos. (f ig. 8.18).
În cazul polimerilor caracterizarea poate fi făcută mai sugesti v cu ajutorul curbei
termo-mecanice care arată dependența deformației specifice în f uncție de temperatură
(la solicitare constantă) așa cum se observă în figura 8.19. La t e m p e r a t u r i T ≤ T v,
deformațiile sunt mici, și variază liniar cu temperatura, mater ialul comportându-se ca
un solid rigid (stare vitroasă); la temperaturi T v < T ≤ T c, deformația specifică are

259 valori foarte ridicate (corespunzătoare uneori unor alungiri de peste 10 ori lungimea
inițială); după caracterul deformațiilor, în acest interval de temperaturi polimerul se
poate afla într-o stare înalt elastică (deformațiile sunt prepo nderent elastice) sau într-o
stare elasto-plastică (deformațiile sunt preponderent plastice) . La temperaturi T > T c,
materialul se comportă ca un fluid a cărui vâscozitate scade pe măsură ce crește
temperatura; în practică, se determină și o temperatură conside rată temperatură de sfârșit
de topire de la care polimerul este în stare lichidă; dacă temp eratura depășește o anumită
valoare se produce degradarea termică a polimerului prin rupere a legăturilor dintre
monomeri și oxidarea exotermă (arderea) acestora.
Temperaturile T v și T c ale căror valori depind în principal de compoziția chimică
și de masa moleculară, sunt caracteristici importante ale polim erilor deoarece permit
stabilirea temperaturilor de lucru și temperaturilor de prelucr are; în figura 8.19 valorile
lor au fost marcate în mod conve nțional, transformările producâ ndu-se de fapt în
intervale de temperaturi a căror mărime și configurație arată c ă temperatura T c este
puternic dependentă de masa moleculară a polimerului, iar T v rămâne practic constantă
la valori mai ridicate ale masei moleculare.

Fig. 8.18. Curba termo-mecanic ă a
unui polimer cu structur ă amorfă [21] Fig. 8.19. Dependen ța temperaturilor
Tv și Tc de masa molecular ă [21]

După comportarea la încălzire, substanțele macromoleculare se g rupează în trei
categorii; termoplaste (plastomeri), termorigide și elastomeri .
1. Termoplastele sunt substanțe macromoleculare cu structura linia ră sau
ramificată, complet amorfă sau parțial cristalină, ce pot fi în călzite în vederea
prelucrării la temperaturi T > T c de un număr nelimitat de ori (cu condiția evitării

260 temperaturilor de degradare). Se utilizează în stare elasto-pla stică în domeniul
de temperaturi (T v ..T c) sau în stare vitroasă (T < T v);
2. Termorigidele sunt substanțe macromoleculare cu grad mare de re ticulare care
se prelucrează într-o stare de polimerizare incompletă în care n u s – a f o r m a t
rețeaua spațială a structurii. Reticularea se produce prin acti vare termică (întărire
la cald) sau prin activare chimică la introducerea în masa poli merului de bază a
unui agent de reticulare (întărire la rece). Legăturile puterni ce, caracteristice
structurii reticulare le conferă proprietățile de rezistență co respunzătoare stării
vitroase, iar la o reîncălzire ulterioară mișcările moleculelor fiind limitate nu se
mai atinge starea vâscoasă, materialul descompunându-se fără să mai treacă prin
faza de înmuiere (în cazul lor temperatura T v este ridicată și nu mai există
temperatura T c).
3. Elastomerii sunt substanțe macrom oleculare cu catene lungi, înc olăcite, care
formează ochiuri elastice, astfel că sub acțiunea solicitărilor mecanice se pot
deforma ușor și reversibil. Temperatura T v a elastomerilor este sub temperatura
ambiantă, astfel că fragilizarea acestora se produce la tempera turi scăzute, iar la
încălzire nu trec prin faza de înmuiere datorită reticulării sl abe, ele menținându-
se starea înalt elastică până la temperatura de descompunere.

8.4. Reticularea polimerilor

Reticularea polimerilor își are originea în vulcanizarea cauciucului natural,
latexul sau astăzi cunoscut ca poliizopren. De reticulare este legat numele inventatorului
Charles Goodyear care a încălzit accidental latexul natural cu sulf și oxid de plumb,
rezultatul fiind o masă casantă cu proprietăți diferite de ale latexului. Diferite
concentrații de sulf a condus la variații largi în proprietăți de la elastic la rigid. Goodyear
a denumit acest proces, vulcanizare. Ca fenomen sulful, de altf el un polimer anorganic,
a format punți de legătură între lanțurile macromoleculelor de poliizopren conducând la
reticularea acestora. În figura 8.20a, este descris mecanismul de reticulare a
poliizoprenului utilizând ca agent sulful.

261 Se observă că sulful reacționează cu atomii de carbon din legăt urile duble ale
poliizoprenului. Rețeaua formată din reticularea macromoleculel or are proprietăți cu
totul diferite față de polimerul inițial. Similar cu poliizopre nul alți elastomeri
(polibutadiena, poliizobutilena, policloroprenul) pot fi reticu lați formând o clasă aparte
aceea a cauciucurilor sintetice.

Fig.8.20. Reticularea polimerilor, a) reticularea poliizoprenului cu sulf,
vulcanizarea b) orice proces de reticulare implic ă un agent reticulant (AR) care leag ă
macromoleculele între ele formând o re țea cu propriet ăți specifice. Noua re țea este
similară cu o molecul ă gigant [9]

Cauciucul nu este singurul care poate fi reticulat. Plasticele sunt de asemenea
făcute mai puternice, rigide și procesabile prin reticulare. Po limerii sunt de regulă topiți
sau presați la cald cu adaosuri de agenți de reticulare înainte de a fi reticulați. Un polimer
odată ce a fost reticulat la temperaturi înalte nu mai poate fi modelat. Materialele pentru
care reticularea are loc la temperaturi relativ medii (100-3000C) se numesc plastice de
termoformare (thermosets). Acestea sunt complet diferite față d e termoplastice care nu
sunt reticulate fiind modelate p rin topire, injecție sau presar e la cald. Primul plastic
termoformat prin reticulare a fost ebonita (poliizopren reticul at cu sulf la concentrații
mari).
Alte exemple sunt rășinile epoxidice, policarbonații etc. Mater ialele reticulate sunt
în general insolubile în solvenți deoarece toate lanțurile poli merului sunt legate covalent,
însă ei pot adsorbi solvenți. În situația în care un material r eticulat absoarbe o cantitate
apreciabilă de solvent obținem un gel. Un astfel de gel este ge latina iar cel sintetic este

262 poliacrilamida. Poliacrilamida este solubilă în apă în timp ce poliacrilamida reticulată
poate adsorbi apa.

8.5. Solvatarea polimerilor

Solvatarea materialelor polimerice reprezintă o problemă cu num eroase implicații
tehnice și industriale. Numeroase procedee tehnologice care imp lică sinteza unor
materiale polimerice, îmbinarea și plastifierea acestora depind de interacțiunile dintre
moleculele materialului polim eric și solvent (Fig. 8.21).

Fig.8.21. Schema procesului de solvatare a materialelor polimerice

Solventul pătrunde în spațiul intermolecular, slăbind legăturil e dintre
macromoleculele adiacente și promovând interacțiuni de tip dipo l-dipol indus sau
orientat cu o serie de grupări f uncționale din structura polime rului. Ca urmare a acestui
fapt, ghemul statistic de macromolecule se desface și moleculel e individuale trec în
soluție.
Parametrul de solubilitate Hildebrand (δ) reprezintă o estimare numerică a
gradului de interacțiune dintre materiale și poate fi un bun in dicator al solubilității, în
special în cazul materialelor cu polaritate mai scăzută, așa cu m este cazul polimerilor.
Probabilitatea ca materialele cu parametrii de solubilitate δ a propiați să fie
miscibile este mai ridicată. Astfel, dacă:
lim 0,3po er solvent ; (112)

263 probabilitatea ca solventul respec tiv să dizolve polimerul este ridicată (solventul
respectiv este bun pentru polimer) [2];
lim 0,3 0,5po er solvent  ; (113)
există o probabilitate ridicată ca solventul respectiv să înmoa ie materialul
polimeric (poate fi fol osit ca plastifiant);
lim 0,5po er solvent ; (114)
solventul nu dizolvă și nici nu înmoaie materialul polimeric (s olventul respectiv
este bun pentru polimer).
O serie de valori ale parametrilor Hildebrand pentru polimeri ș i solvenți sunt
prezentate în anexa 10.6.

8.6. Aditivii materialelor polimerice

Indiferent de categoria în care se încadrează, polimerii prezin tă o serie de caracteristici
[38]:
 Sunt substanțe cu densitate mică (ρ = 900…2200 kg/m3) datorită faptului că
elementele componente (în principal H și C) au masa atomică red usă.
 Au coeficient de dilatare specifică mare datorită legăturilor V an der Waals
(legături slabe) dintre catene
 Sunt inflamabile (în marea majoritate a cazurilor) și au stabil itate termică redusă
datorită faptului că sunt substanțe organice; din același motiv unele pot fi
degradate de microorgani sme (biodegradabilitate).
 Au conductibilitate termică mică și rezistivitate electrică foarte mare datorită
legăturilor covalente din interiorul lanțului macromolecular.
 Proprietățile lor sunt afectate de radiațiile din spectrul vizi bil, de ultraviolete și
de radiațiile ionizante care pot rupe legăturile dintre catene și/sau dintre
monomeri modificând astfel structura inițială prin reducerea gr adului de
polimerizare.
 Factorii fizico-chimici (temperatură, radiații, prezența oxigen ului și ozonului,
umiditatea etc.) acționează conjugat, ceea ce are ca efect îmbă trânirea

264 materialului, ce se manifestă la nivel macroscopic prin apariți a unor fisuri,
schimbări de culoare, înrăutățirea proprietăților dielectrice ( scad valorile
rezistivității și permitivității electrice), reducerea propriet ăților de rezistență
mecanică, de plasticitate și de elasticitate.
În practică se utilizează materiale pe bază de polimeri care co nțin și alte substanțe
introduse în scopul îmbunătățirii anumitor proprietăți și/sau a l reducerii costului;
materialele care au la bază polimeri termoplastici sau polimeri termorigizi sunt
cunoscute sub denumirea generică de materiale (mase) plastice.
Principalele tipuri de substanțe introduse în polimerii de bază sunt următoarele:
 plastifianții, care micșorează in teracțiunea dintre catene, ast fel că segmentele de
lanțuri moleculare devin mai mobile și comportarea vâscoelastic ă s e
îmbunătățește;
 agenții de reticulare, care creează punți de legătură între cat ene și astfel se
îmbunătățesc proprietățile de el asticitate și de rezistență; po rnind de la același
polimer în funcție de gradul de reticulare se pot modifica prop rietățile în limite
foarte largi;
 materialele de umplutură, care nu reacționează de obicei cu pol imerul de bază,
ci se distribuie uniform prin amestecare mecanică în masa de ba ză și contribuie
astfel la creșterea rezistenței mecanice; se utilizează în mod curent ca materiale
de umplutură talcul, praful de cretă, caolinul, rumegușul de le mn, fibre textile
sau celulozice etc.; negrul de fum (particule sferice de carbon cu structură
hexagonală) utilizat și el ca mate rial de umplutură are și rol activ influențând
gradul de reticulare;
 coloranții, care introduși în materialele polimerice le colorea ză în masă prin
amestecare mecanică.
Pe lângă aceste categorii de substanțe care nu lipsesc din nici un material plastic,
se mai introduc în funcție de sc op și alte categorii de substan țe cum ar fi: antistatizanții,
pentru reducerea electrizării prin frecare, ignifuganții, pentr u reducerea inflamabilității,
lubrifianții, pentru ușurarea prelucrării, fungicidele, pentru creșterea rezistenței la atacul
ciupercilor, antioxidanții, pentru creșterea rezistenței la îmb ătrânire a materialelor
polimerice etc.

265 Pe baza celor arătate se poate explica diversitatea extrem de m are a maselor
plastice utilizate în prezent. O încercare de grupare a celor m ai utilizate tipuri după
criteriul costului și al proprietăților este prezentată în figu ra 8.22, în care pentru costul
relativ s-a luat ca bază (C r = 1) costul polietilenei, unul dintre cei mai utilizați polimer i.

Fig.8.22. Clasificarea materialelor polimerice în func ție de performan ță și cost
[38]

8.7. Materiale polimerice principale utilizate în tehnică
8.7.1. Materiale termoplastice

În această categorie sunt incluse materialele plastice la care polimerul de bază este
un termoplast; principalele termoplaste și caracteristicile lor mai importante sunt
prezentate în anexa 10.4.
După structura lanțului molecular, termoplastele pot fi grupate în două categorii:
 polimeri la care lanțul molecular este format numai din atomi d e carbon, atomii
diferiți sau radicalii atașându-se prin legături laterale; din această categorie fac

266 parte: poliolefinele (PE, PP), polimerii vinilici (PVC, PS), p olimerii acrilici
(PAN, PMMA) și fluoroplastele (PTFE);
 polimeri care au în componența lanțului și alți atomi (de obice i N, O, Si) sau
cicluri benzenice; din această categorie fac parte poliesterii (PET, PBT),
poliamidele (PA), policarbonații (PC), acetalii (POM) etc.

Comportarea termoplastelor deasupra temperaturii T v depinde de starea
structurală a acestora; astfel termoplastele amorfe (PVC, PS, P C) se comportă
vâscoelastic imediat deasupra lui T v, iar la o încălzire mai mare curg plastic;
termoplastele cu cristalinitate parțială (PE, PP, PA) au pr oprietăți de rezistență și
elasticitate care le permit menținerea formei până la temperatu ra T c (fig. 8.19); peste
această temperatură masa cristalină trece în stare amorfă și ma terialul curge plastic (stare
vâscoasă), vâscozitatea scade pe măsură ce crește temperatura a tingând la un moment
dat valorile corespunzătoare lichidelor.
În figura 8.23 se prezintă simplificat domeniile de stare, în f uncție de temperatură,
ale unor termoplaste.

Fig.8.23. Domeniile de stare ale unor materiale termoplaste [38]

267 Termoplastele se utilizează ca materiale structurale în tehnică datorită
caracteristicilor mecanice de rezistență relativ bune și caract eristicilor de tenacitate care
în unele cazuri sunt foarte bune, ceea ce face ca piesele reali zate să fie rezistente la
șocuri. Proprietatea lor de a putea suferi reîncălziri în domen iul de curgere de un număr
nelimitat de ori în vederea prelucrării contribuie, de asemenea , la extinderea utilizării
lor. Principalele dezavantaje sunt legate de temperaturile rela tiv scăzute până la care pot
fi utilizate (v. anexa 10.4) Excepție fac fluoroplastele (tefl onul), care, datorită structurii
lanțului (atomii de H din lanțul polietilenei sunt înlocuiți de atomi de F), au stabilitate
pe un interval mare de temperaturi; deoarece proprietățile lor de curgere sunt slabe, se
prelucrează prin metodele caracte ristice metalurgiei pulberilor .
Termoplastele se utilizează în tehnică pentru conducte, piese c u solicitări
moderate și supuse la șocuri, lagăre, angrenaje, materiale elec troizolante etc.

8.7.2. Materialele termorigide

Proprietățile caracteristice mase lor plastice termorigide (numi te și duroplaste)
sunt date de structura reticulară a polimerului de bază care in tră în compoziția lor. Starea
inițială a acestor polimeri obținuți prin policondensare este d e polimerizare incompletă,
cu catene ramificate; în timpul fabricării obiectelor se produc e reticularea spațială prin
intermediul legăturilor principale ale lanțurilor moleculare pr in activare termică sau prin
activare chimică (introducerea unui agent de întărire), astfel că după prelucrare
materialul capătă rezistență și duritate ce se mențin la o reîn călzire ulterioară până la
temperatura de descompunere.
Proprietatea de termorigiditate este esențială în utilizarea ră șinilor din această
categorie ca lianți pentru amestecurile de formare din care se realizează formele pentru
turnarea pieselor din materiale metalice; rășinile destinate ac estui scop pot fi cu întărire
la cald (rășini aminoplaste termoreactive) și rășini cu întărir e la rece, caz în care se
folosesc rășini fluide (lichid vâscos) obținute prin policonden sarea ureei cu formaldehidă
și alcool furfurulic (rășini furanice), a căror întărire se rea lizează prin adăugarea unui
agent de reticulare.

268 8.7.3. Materialele elastomerice (cauciucurile)

Sunt substanțe macromoleculare a căror capacitate de deformare elastică se
bazează pe structura constituită d in lanțuri moleculare lungi, încolăcite și slab reticulate
așa cum a fost arătat anterior. Elasticitatea lor similară cu a cauciucului natural
(poliizopren) a făcut ca denumirea de “cauciuc” să devină gener ică și să fie alăturată
denumirii elastomerului de bază (de exemplu, cauciuc nitrilic, cauciuc acrilic, cauciuc
butilic etc.). În anexa 10.5 se prezintă elastomerii utilizați mai frecvent și câteva din
caracteristicile acestora.
Reticularea slabă a elastomerilor (așa numita vulcanizare) este un proces activat
termic (T inițiere = 120…150 oC), ce constă din ruperea unor legături duble din catenă și
realizarea unor legături între lanțurile macromoleculare prin p unți constituite din atomi
sau grupuri de atomi ai agenților de reticulare (în mod uzual s ulf, peroxizi sau amine),
introduși în masa elastomerului, împreună cu alți aditivi, în t impul proceselor
tehnologice de fabricare a produselor.
Gradul de reticulare și implicit caracteristicile de rezistență și elasticitate sunt
dependente de cantitatea de agent de reticulare; astfel pentru cauciucurile uzuale se
adaugă 4…5 % sulf, ceea ce provoacă desfacerea a cca 10…30 % di n legăturile duble și
legarea lanțurilor prin punți de sulf, iar dacă se introduce 45 % sulf, reticularea este
completă, obținând-se un material dur și fragil cunoscut sub nu mele comercial de
ebonită.
Materialele de umplere (negrul de fum, pulberea de silice (SiO 2), talcul și praful
de cretă etc.) au rolul de a îmbunătăți rezistența mecanică și de a ieftini produsele.
Aditivii cei mai importanți introduși împreună cu materialele d e umplere în cazul
elastomerilor sunt antioxidanții, deoarece oxigenul și ozonul a cționează în timp la fel ca
agenți de reticulare, ceea ce are ca efect scăderea elasticităț ii și fragilizarea materialului.
Particularități deosebite din punct de vedere al temperaturilor de serviciu prezintă
siliconii. Acestea sunt materiale polimerice la care linia prin cipală a lanțului molecular
este gruparea siloxanică, a cărui structură este prezentată în figura 8.24a; valențele libere
ale lanțului siloxanic pot fi completate cu radicali organici, obținând diferite tipuri de
materiale polimerice, numite gen eric polisiloxani, care pot fi liniari (fig. 8.24b) sau
reticulați (fig. 8.24c).

269
Fig. 8.24. Structura chimic ă a siliconilor: a – lan țul siloxanic; b – polisiloxan cu
molecule liniare; c: polisiloxan reticulat

Materialele pe bază de siliconi fac parte din categoria materia lelor plastice de
înaltă performanță (fig. 8.24) , deoarece îmbină proprietățile d e elasticitate ale
materialelor organice cu stabilitatea termică și chimică a mate rialelor anorganice (de
exemplu, pentru durate scurte, pot fi utilizate și la temperatu ri de 800 oC); din același
motiv își mențin proprietățile de elasticitate într-un interval mare de temperaturi, sunt
neinflamabile, nehigroscopice, nu dezvoltă gaze toxice prin ard ere și aderă la suprafețele
metalice, fiind utilizate în indus tria aerospațială, la realiza rea echipamentelor pentru
zonele arctice etc.
În funcție de tipul radicalilor atașați lanțului siloxanic, de gradul de polimerizare
și de gradul de reticulare, siliconii se pot prezenta sub formă de materiale rigide,
elastomeri (cauciuc siliconic), geluri, lacuri sau uleiuri sili conice.

270 9. MATERIALE COMPOZITE

Materialele compozite reprezintă o nouă categorie de materiale cu structură
microscopic eterogenă, alcătuită din două sau mai multe materia le componente (de
natură metalică, ceramică sau polimerică) distincte din punct d e vedere fizic, puternic
legate între ele și care conferă ansamblului structural rezulta t caracteristici superioare
fiecărui component luat în parte.
Materialele compozite au apărut și s-au dezvoltat din necesitat ea de a obține noi
materiale cu performanțe ridi cate și au fost realizate, respect iv utilizate de om din cele
mai vechi timpuri, în special în domeniul construcțiilor (lemnu l, care este un compozit
natural; chirpiciul: material compozit pe bază de lut și paie; garduri de apărare: nuiele și
pământ; betonul armat: mortar și otel-beton) [68].
Astăzi industria auto și aeronautică utilizează la scară extens ivă materialele
compozite, datorită costului lor mai scăzut și al raportului op tim rezistență
mecanică/densitate. Astfel, de e xemplu, avionul Boeing 787 Drea mliner este constituit
în proporție de 50% din masa sa din materiale compozite, după c um este ilustrat în figura
9.1.

Fig.9.1. Exemple de utilizare ale materialelor compozite [69]

271 Avantajul major al materialelor compozite constă în posibilitat ea obținerii unei
game diverse de materiale cu p roprietăți controlate și îmbunătă țite, pentru aplicații
specifice. Realizarea de materiale compozite s-a impus pe baza a numeroase
considerente tehnice și economice, printre care se pot aminti [ 70]:
 Necesitatea realizăr ii unor materiale cu pr oprietăți deosebite, imposibil de atins
cu materialele tradiționale;
 Necesitatea creșterii siguranței și a fiabilității în exploatar e a diferitelor
construcții și instalații;
 Necesitatea reducerii consumurilor de materiale deficitare, scu mpe sau
prețioase;
 Posibilitatea reducerii consumurilor de manopera și a reducerii duratelor
tehnologice de fabricație.
Indiferent de natura lor, materialele compozite sunt alcătuite principial din trei
componente [70]:
 Matricea sau materialul de bază;
 Elementul (agentul) de armare sau ranforsare (denumit uneori și ranforsant,
agent de umplere sau filler);
 Interfața dintre matrice și elementul de armare.
Matricea (mediul solid continuu) este reprezentată de component ul cu cea mai
mare proporție volumică, iar agentul de umplutură este constitu it din formațiuni solide
izolate (discontinue) ale componentului sau componentelor de ar mare, care împart
matricea în volume mai mici, dar comunicante între ele.
Funcția unei matrice în compozit este de a asigura un mediu rel ativ rigid care este
capabil de a transfera efortul la componenții materialului. Mat ricea încapsulează
materialul de umplere realizând sinergia proprietăților fizice între cele două materiale.
În termeni inginerești, matricea constituie componenta de legătură, care servește
ca mediu de transfer de sarcină între corpurile de umplutură. A legerea matricei are în
vedere posibilitatea de realizare a compozitului și scopul urmă rit. Matricea trebuie să
îndeplinească în general următoarele condiții:
 Să separe materialul dispersat, pentru a oferi posibilitatea el ementelor de
ranforsare să acționeze ca elemente distincte;

272  Să evite deteriorarea mecanică și acțiunea nocivă a mediului în conjurător asupra
materialului dispersat;
 Să unească materialul dispersat într-un corp continuu, care să permită transferul
tensiunilor și redistribuirea eforturilor
Materialul de umplutură reduce costul de producție, și conduce la îmbunătățirea
unor caracteristici electrice, mecanice, termice etc. În calita te de agent de ranforsare, se
folosesc:
 Pulberi și particule cu forme diferite (microsfere, fulgi, part icule cilindrice sau
neregulate) și de dimensiuni diferite (de la pulbere de ordinul micronilor, la
particule de câțiva mm), de natură anorganică (oxid de aluminiu , oxid de
zirconiu, carbura de siliciu sau de titan, nitruri de siliciu s au de aluminiu etc.)
sau organică;
 Fire sau fibre continue, discontinue și micro-fibre din materia le polimerice (fibre
aramidice – poliamide aromatice, kevlar – fibre poliimidice etc .), metalice (din
oțeluri inoxidabile, titan, aluminiu, wolfram, molibden etc.), fibre de sticlă, fibre
carbon, precum și alte tipuri de fibre: bor, carbura de siliciu , azbest, bazalt sau
fibre ceramice.

Fig.9.2. Interfa ță într-un material compozit; a) aranjamente moleculare; b)
atracții electrostatice; c) interdifuzia unor elemente; d) reac ții chimice între grup ări A
de pe o suprafa ță și grupări B de pe alta suprafa ță; e) reacții chimice cu formare de
noi compu și; f) prin lipire mecanic ă [71]

273 Legăturile de natură fizică, chimică sau combinată dintre mater ialul de umplutură
și matrice conduc la definirea componentului numit interfață, c are este răspunzătoare
pentru proprietățile fizico-chimice superioare, rezistență chim ică, reziliență ridicată
precum și rezistența la oboseală a materialelor compozite.
Prin acest aspect, rezultă că materialul de umplutură nu este d oar încapsulat în
matrice, ci este și legat la nivel molecular de aceasta (fig.9. 2).
O clasificare mai generală a materialelor compozite are la baza utilizarea
concomitentă a două criterii, cum ar fi particularitățile geome trice ale materialului
complementar și modul de orientare a acestuia în matrice, după cum este ilustrat în figura
9.3.

Fig.9.3. Clasificarea materialelor compozite

Alte criterii des utilizate la clasificarea materialelor compoz ite sunt:
 În funcție de distribuția agentului de ranforsare:
 Compozite anizotrope, pentru care proprietățile nu sunt identic e pe toate
direcțiile, iar materialul dispersat este sub formă de fibre co ntinue,
orientate unidirecțional;
 Compozite izotrope, pentru care materialul dispersat este sub f ormă de
particule sau fibre scurte, uniform repartizate;

274  Compozite stratificate, pentru care materialul dispersat este s ub formă de
formațiuni bidimensionale;
 Compozite la care materialul dispersat are o distribuție dirija tă, obținută
prin solidificare unidirecțională sau deformare plastică la rec e.
 În funcție de natura matricei, materialele compozite se clasifi ca în următoarele
categorii, după cum reiese din figura 9.4.

Fig.9.4. Clasificarea materialelor compozite în func ție de natura matricei

 În funcție de modul de realizare a suprafeței de contact (inter feței):
 Compozite integrate chimic, caracterizate de interacțiuni de na tură
chimică în suprafața de contact;
 Compozite obținute prin agregare, caracterizate de existența fo rțelor de
legătură, de adeziune și coeziune;
 Compozite cu armare dispersivă , forțele de legătură fiind în a cest caz de
natură fizică și /sau chimică.
Materialele compozite cu granule (agregatele compozite) au stru ctura alcătuită
dintr-un material matrice ductil în care sunt dispersate aleato riu sau ordonat granule
(particule) din unul sau mai multe tipuri de materiale. Particu lele pot fi:
 metale: se utilizează pulberi metalice cu diferențe de fuzibili tate: astfel,
materialul mai fuzibil se topește și înglobează materialul mai greu fuzibil. Pe
acest principiu se pot obține contactele electrice din pulberi de wolfram și argint
care se presează și se încălzesc până la topirea argintului. Pa rticulele dure de
wolfram sunt încorporate într-o matrice de argint. Contactele e lectrice vor avea
astfel o rezistență la uzură ridicată și o conductibilitate ele ctrică foarte bună;
 carburi metalice (WC, TiC, TaC etc.) înglobate, în concentrații volumice de până
la 95 %, într-o matrice metalică (Co, Ni, Te etc.). După presar ea amestecului de

275 pulberi, acesta se încălzește peste temperatura de topire a met alului de bază, care
în stare topită va încorpora particulele dure, prin acest proce deu rezultând
plăcuțele dure cu care se armează sculele așchietoare. Uneltele abrazive conțin
particule ceramice presate împreună cu lianți, care au rolul de îngloba particulele
abrazive. Ei trebuie să reziste la solicitări termice mari, la solicitări mecanice și
la acțiunea lichidelor de răcire. Din punct de vedere chimic po t fi anorganici
(argilă, feldspat, caolin, silicați fluizi, oxiclorură de magne ziu, oxid de
magneziu) sau organici (lacuri , bachelită, cauciuc natural sau sintetic).
 cermeții, având structura alcătuită din ceramică (Al 2O3, ZrO 2, etc.) înglobată în
proporții volumice de până la 80 %, într-o matrice metalică (Fe , Cr, Ni, Co, Mo
etc.) sinterizată parțial. Ele se obțin prin tehnologii de meta lurgia pulberilor
(presare și sinterizare) și sunt utilizate în aplicații unde su nt necesare materiale
rezistente la temperaturi înalte sau la uzură (căptușirea camer elor de combustie
ale reactoarelor).
 compuși intermetalici duri încorporați într-o matrice moale și cu temperatura de
topire scăzută. Acest tip de compozit este reprezentat de aliaj ele antifricțiune,
alcătuite din cristalele dure (SnSb, Cu 3Sn) cu coeficient de frecare redus care
asigură rezistența mecanică a cu zineților lagărelor cu alunecar e, dispuse într-o
matrice moale (Pb, Sn), care ii conferă capacitatea de acomodar e la fusul
arborelui, pe măsura uzării.
 Masele plastice cu materiale de umplutură constau dintr-un mate rial plastic
termoreactiv (rășini fenolice sau epoxidice) sau termoplast (po limetacrilat de
metil, polipropilenă, poliamidă, teflon), în care sunt înglobat e materiale de
umplutură de naturi diferite (rumeguș de lemn, praf de cuarț, p ulberi metalice)
cu concentrații volumice de până la 70%. Aceste materiale se re marcă prin
prețuri avantajoase și proprietăți fizico-mecanice îmbunătățite . Polietilena cu
pulberi de plumb se folosește la reactoarele nucleare pentru ab sorbția radiațiilor,
iar cauciucul vulcanizat (încălzit cu sulf pentru mărirea elast icității și a
rezistenței la acțiunea solvenților) în amestec cu negru de fum își mărește
rezistența la rupere, la uzură și la căldură, precum și duritat ea.

276 Materialele compozite cu fibre au structura alcătuită dintr-un material de bază
(matrice) în care sunt înglobate fibre individuale (scurte sau lungi, orientate sau
neorientate), împletituri de fibre sau straturi de fibre din di ferite materiale. Pentru
majoritatea materialelor din această categorie matricea este un polimer (de obicei, un
material termorigid, de tipul rășinilor poliesterice nesaturate sau rășinilor epoxidice),
material ceamo-vitros (ceramică pe bază de Al 2O3, ciment sau beton) sau metalic
(diverse metale sau aliaje), iar fibrele sunt polimerice (polia mide de tip Kevlar, Nylon
sau aramidice), de sticlă, ceramice (alumină, oxid de Be, carbu ră de B, carbură de siliciu,
nitrură de siliciu), de carbon (grafit) sau metalice (W, Ta, Cr , Cu, Mo, Ni, Fe etc.), în
prezent fiind folosite frecvent fibrele fine (whiskers) cu stru ctură de monocristale
perfecte, alcătuite din alumi nă, carbură de siliciu, fier sau g rafit.
Dispunerea fibrelor în materialul compozit se poate realiza în mai multe moduri,
cum ar fi cea uniaxială (fig.9.5a), biaxială (fig.9.5b), triaxi ală (fig.9.5c) sau împletită sub
formă de țesătură sau toroidală (fig.9.5 d,e) .

Fig.9.5. Materiale compozite armate cu fibre [72]

După natura lor, fibrele de ranf orsare se clasifică după schema din fig.9.6.
Fibrele de sticlă fac parte din categoria primului tip utilizat la armarea
compozitelor și se obțin prin tragere (filare din topitură). Pe ntru a putea fi utilizate,
acestea nu trebuie să prezinte zgârieturi care ar constitui zon e de concentrare a
tensiunilor și ar conduce la scăderea rezistenței mecanice. Pen tru înlăturarea posibilității

277 deteriorării superficiale a fibrelor, acestea se protejează cu un strat de grund care
facilitează și adeziunea lor la matrice.

Fig.9.6. Tipuri de fibre utilizate la materialele compozite

Fibrele de carbon conțin până la 80…95% C, sunt ușoare, prezintă rezistență la
acțiunea agenților chimici și a factorilor degradativi din medi ului înconjurător, sunt
stabile la temperaturi înalte, bune conducătoare de căldură și electricitate și prezintă
rezistență ridicată la tracțiune și compresiune. Se obțin din m aterii prime solide (cărbune
amorf, asfalt de petrol, fibre organice), lichide (gudron, petr ol, uleiuri aromatice) sau
gazoase (acetilenă, hidrocarburi) care se supun unui proces de combustie incompletă în
atmosferă inertă (azot, argon, ș.a.md.) sau în vid (piroliză co ntrolată). Dacă arderea are
loc la 1000…1500 oC se obțin fibre cu rezistență mecanică la tracțiune ridicată, iar la
1800…2000 oC se obțin fibre cu modul de elasticitate ridicat.
Fibrele de carbon se utilizează în construcția avioanelor milit are și a vehiculelor
de înaltă performanță (discuri de frână), a articolelor sportiv e (undițe de pescuit, crose
de golf, rachete de tenis, schiuri, arcuri de tir, cadre de bic iclete), precum și a filtrelor de
gaze pentru temperaturi înalte.
Fibrele de aramide provin din poliamide aromatice și au fost in troduse pe piață în
1973 de către firma DuPont, sub num ele de kevlar. Sunt rezisten te la tracțiune, la șoc și
la abraziune. De asemenea, sunt rezistente la foc și la căldură (nu se topesc), precum și

278 la acțiunea solvenților organi ci. Se folosesc în construcții ae ronautice cu aplicații
militare, la fabricarea unor ambarcațiuni ușoare sau piese pent ru vapoare (cârme,
catarge, rezervoare și spărgătoare de valuri), la fabricarea ve stelor antiglonț și a căștilor
de protecție [72].

Fig.9.7. Fibre sintetice utilizate pentru ob ținerea materialelor compozite: a-
fibre de sticl ă; b- fibre de carbon; c- fibre de bor; d- fibre de aramid ă (kevlar) [9, 72]

Fibrele de bor au fost obținute în 1959 de firma Texaco din SU A și utilizate pentru
armarea unor compozite folosite d e aviația militară. Sunt compu se dintr-un miez de
wolfram pe care se de pune prin vaporizare în vid un strat subți re de bor, care le conferă
rezistență la rupere și la compresiune foarte bune, precum și u n modul de elasticitate
înalt cuplat cu o rezistență la oboseală excepțională. Utilizar ea lor este limitată de costul
ridicat, de fragilitatea și duritatea acestora, care prezintă v alori foarte mari, prelucrările
mecanice ulterioare necesitând scule armate cu diamant. Pentru înlăturarea acestor
dezavantaje, fibrele de bor ce combină cu fibre de sticlă și de carbon și se utilizează în
aviația militară (lonjeroane, panouri de fuzelaj) sau la fabric area unor articole sportive
de performanță (rachete de tenis, undițe de pescuit).
Fibrele de cuarț conțin 99,95…99,97% SiO 2 și se obțin prin tragere din material
topit la 1800 oC. Sunt foarte rezistente la acțiunea agenților chimici, a fact orilor
degradativi de mediu și sunt stabile termic până la 1000 oC, dar proprietatea cea mai

279 importantă a lor este rezistența la ablațiune. Ablațiunea este un fenomen fizic în urma
căruia un corp care străbate atmosfera cu mare viteză (meteorit , satelit, navetă spațială,
aeronavă, etc.) pierde din substanță datorită încălzirii sale p ână la incandescență prin
frecare cu aerul. Ca urmare, fibrele de cuarț se utilizează la armarea unor materiale din
care se construiesc scuturile de ablațiune pentru protecția nav elor cosmice.
În afară de fibrele de ranforsare prezentate mai sus, pentru ar marea materialelor
compozite se mai utilizează fibre de alumină, carbură de silici u sau chiar vegetale
(celuloză, bumbac, iută, in, hârtie).
Fibrele pentru armarea compozitelor sunt supuse înainte de înco rporarea în
matrice unei ungeri cu un amestec de substanțe adezive și antis tatice în vederea
compatibilizării fibrelor cu matricea, a rigidizării fibrelor î n vederea manipulării ușoare,
a protecției contra deteriorării superficiale prin frecare reci procă sau cu piese metalice,
precum și împiedicarea apariției sarcinilor electrostatice prin frecare.
Materialele compozite stratificat e au structura alcătuită din m ai multe straturi de
materiale cu proprietăți anizotrope solidarizate cu un material de legătură (liant). În
această categorie sunt incluse materialele organice stratificat e, având structura alcătuită
din starturi multiple de material organic (hârtie, carton, lemn, materiale tex tile etc.)
și un liant (adeziv), cum ar fi rășinile fenolice, sau material ele metalice emailate având
structura alcătuită din unul sau mai multe straturi de materia l silicatic (sticlă) depuse pe
un suport metalic (de obicei oțel sau fontă), metalul asigurând rezistența mecanică, iar
emailul, rezistența la coro ziune și aspectul decorativ.
Materialul compozit stratificat (fig.9.8) este alcătuit din mai multe plăci orientate
diferit, între care se introduc rășini termoreactive și prin în călzire și presare sau laminare
se obține produsul dorit. Fibrele unei plăci pot fi orientate p erpendicular față de cele ale
plăcii anterioare sau sub alte unghiuri, astfel că materialul c ompozit prezintă o mare
rezistență la acțiunea forțelor exterioare.
Materialele compozite de tip sandviș sunt alcătuite din două st raturi de material
foarte rezistent, între care este intercalat un miez de materi al cu densitate, rezistență și
rigiditate mică.
Straturile sau fețele exterioare, fabricate din aliaje de alumi niu, rășini ranforsate
cu fibre, oțel sau titan, preiau sarcinile exterioare, iar miez ul este confecționat din

280 materiale polimerice celulare, cauciuc sintetic sau lemn de bal sa (lemn foarte ușor
provenit dintr-un arbore tropical), opunându-se deformațiilor ș i forțelor de forfecare
perpendiculare pe cele două fețe [72].

Fig.9.8. Reprezentarea unui compozit stratificat [72]

Rezultă astfel un material foarte ușor, cu densitatea de circa 100 kg/m3, flexibil
și lejer care este și un foarte bun izolator termic și fonic.

Fig.9.9. Compozit de tip sandvi ș cu miez alveolar [72]

S-au realizat, de asemenea, și materiale compozite de tip sandv iș cu miez alveolar
(fig. 9.9). Alveolele 1 sunt cons truite din hârtie impregnată c u rășini, polimeri ranforsați
cu fibre de sticlă sau aliaje de aluminiu. Fețele 2 se lipesc d e alveole cu straturile de
adeziv 3. Alveolele sunt asemănătoare fagurilor din stupi, avân d forme hexagonale sau
rombice. Se obține astfel produsul 4, utilizat în construcții n avale și aeriene (pereți
interiori, punți și planșee), p entru protecția contra razelor X și undelor radio, precum și
în aplicații militare (avioane „invizibile” și dragoare de mine care sunt indetectabile cu
radarele).

281 10. ANEXE

Anexa 10.1. Temperaturi de tranziți e vitroasă pentru materiale tipice [9]

Material T v (°C)
Cauciuc polibutadien-stirenic (de anvelope) -70
Poli (fluorură de viniliden) (PVDF) -35
Polipropilenă atactică (PP) -20
Poli (fluorură de vinil) (PVF) -20
PP izotactică 0
Poli-3-hydroxibutirat (PHB) 15
Poli (acetat de vinil) (PVAc) 30
Policlorotrifluoroetilenă (PCTFE) 45
Nailon 6-6 47 – 60
Acid polilactic (PLA) 60 – 65
Poletilentereftalat (PET) 70
Poli (clorură de vinil) (PVC) 80
Poli (alcool vinilic) (PVA) 85
Polistiren (PS) 95
Poli (metacrilat de metil) atactic (PMMA atactic) 105
Poli( acrilonitril-co- butadienă-co-stiren) (ABS) 105
Politetrafluoroetilenă (PTFE) – teflon 115
Policarbonat (PC) 145
PMMA atactic 105
Fluoroaluminat de sodiu 400
Sticlă sodo-calcică 520-600
Sticlă de silice (SiO 2) 1200

Anexa 10.2. Oțeluri carbon utilizate în tehnică

Oțeluri nealiate turnate pentru construc ții mecanice de uz general [17]

Marca de
oțel
SR ISO
3755:1995 Marca
de
oțel
STAS 600-
82 Compoziția
chimică
[%] Caracteristici mecanice
Cmax Mn max Rp0,2
[MPa] Rm
[MPa] Amin
[%] Zmin.
[%] KV min
[J]
200-400
OT 400-3 – –
200 400-550 25 40 30
200-400W 0,25 1,00 45
230-450
OT 450-3 – –
230 450-600 22 31 25
230-450W 0,25 1,20 45
270-480 OT 500-3 – – 270 480-630 18 25 22
270-480W 0,25 1,20
340-550
OT 550-3 – –
340 550-700 15 21 20
340-550W 0,25 1,50
Notă: Mărcile W con țin: Ni<0,4%; Cr<0,35%; Cu<0,40%;Mo<0,15%;
V <0,05%.

Oțeluri carbon de calitate pentru cementare [17]

Marca
SR
EN
10084:
2000 Marca de
oțel
STAS
880-88 Compoziția chimică pe
oțel lichid
[%]
HB max
Domenii de utilizare
C M n P max S
C10E
C10R OLC10X
OLC10XS 0,07-
0,13 0,30-
0,60 0,035 ≤0,035
0,020-
0,040 143 Piese cementate cu
rezistența redusă în
miez: șaibe, clicheți,
furci, pene de ghidare,
culbutoare, supape,
discuri, bucșe și role
pentru lan țuri
C15E OLC15X 0,12 0,30 0,035 ≤0,035 149 Piese cementate cu
rezistență redusă
C15R OLC15XS 0,18 0,60 0,020-
0,040 în miez: bolțuri,
pârghii, chei, pene
hid

283 Produse laminate la cald din o țeluri de construc ție nealiate [21]

Marca de oțel
SR EN
10025
+A1: 1994 Marca
STAS
500/2-80 Compoziția
chimică pe produs
[%]
HB*
Exemple de domenii de
utilizare C max. Mn max
S185 OL 32.1
– –
110-
180 Elemente de structuri
metalice de uz
general supuse la
solicitări mici și
moderate: plăci de
fundație, parapete
pentru scări, balustrade,
fl l

S235 JR, FU
S235JRG1, OL 37.1
OL 37.2 0,21-0,25
0,21-0,25
1,50 Elemente de construc ții
metalice sudate sau
îmbinate prin alte
procedee: ferme,
poduri, rezervoare, stâlpi,
batiuri sudate,
lanțuri, plase sudate
bS235JRG2, FN OL 37.3k 0,19-0,23
S235JO, FN OL 37.3kf 0,19
S235 J2G3, FF OL 37.4kf 0,19
S235J2G4,FF OL 37.4kf 0,19
S275JR,FN OL 44.2k 0,24-0,25
1,60 Elemente de construc ții
S275JO,FN OL 44.3k 0,21 supuse la solicitări
S275J2G3,FF OL 44.3kf 0,21 ridicate și care trebuie
S275J2G4,FF OL 44.4kf 0,21 suficientă garanție la
ruperea fragilă
S355JR,FN OL 52.2k 0,27
1,70 130-
210 Elemente de construc ții
metalice puternic
solicitate: stâlpi pentru
linii electrice
aeriene, căi de rulare,
macarale S355JO,FN OL 52.3k 0,23-0,24
S355J2G3,FF OL 52.3kf 0,23-0,24
S355J2G4,FF OL 52.4kf 0,23-0,24
S355JK2G3,F OL 52.4kf 0,23-0,24
S355JK2G4 ,F OL 52.4kf 0 ,23-0,24
E295, FN OL 50 – – 125-
210 Elemente de construc ții
mecanice supuse
la solicitări ridicate:
bare de tracțiune,
arbori drepți și cotiți,
arbori pentru
pompe și turbine,
cârlige de macara,
menghine, piulițe,
șuruburi de precizie,
roți dințate pentru viteze
periferice mici
E335,FN OL 60 – – 135-
227 Elemente de construc ții
mecanice supuse
la solicitări mai ridicate,
arbori drepți și
cotiți, șuruburi de
precizie, roți dințate
pentru viteze periferice
moderate.

284 Oțeluri de calitate nealiate pentru c ălire și revenire [21]

Marca
SR
EN
10083-
1:1994
2:1995 Marca de
oțel
STAS
880-88 Compoziția chimică
pe oțel lichid
[%]
Stare
Rm
[MPa]
Domenii de utilizare
C Mn P max S
1 C 22
2 C 22
3 C22 OLC20
OLC20X
OLC20XS 0,17
0,24 0,40
0,70 0,040
0,035 ≤0,045
≤0,035
0,020-
0,040 N
CR ≥430
500-
650 Piese cementate cu
rezistență redusă în
miez:bolțuri,șaibe,
bucșe.
1 C 25
2 C 25
3 C 25 OLC25
OLC25X
OLC25XS 0,22
0,29 0,40
0,70 0,040
0,035 ≤0,045
≤0,035
0,020-
0,040 N
CR ≥470
550-
700 Piese tratate
termic, slab
solicitate: axe,
arbori, flanșe, manșoane,
buloane.
1 C 30
2 C 30
3 C 30 OLC30
OLC30X
OLC30XS 0,27
0,34 0,50
0,80 0,040
0,035 ≤0,045
≤0,035
0,020-
0,040 N
CR ≥510
600-
750 Piese tratate termic
cu utilizări diverse în construcția de ma
șini.
1 C 35
2 C 35
3 C 35 OLC35
OLC35X
OLC35XS 0,32
0,39 0,50
0,80 0,040
0,035 ≤0,045
≤0,035
0,020-
0,040 N
CR ≥550
630-
780 Piese tratate termic
mediu solicitate: arbori cotiți cu
dimensiuni mici,
biele, butuci sudați pentru roți, cilindri de prese,
bandaje.
1 C 40
2 C 40
3 C 40 OLC40
OLC40X
OLC40XS 0,37
0,44 0,50
0,80 0,040
0,035 ≤0,045
≤0,035
0,020-
0,040 N
CR ≥580
650-
800 Piese tratate termic
cu utilizări diverse în construcția de mașini.
1 C 45
2 C 45 3 C 45 OLC45
OLC45X
OLC45XS 0,42
0,50 0,50
0,80 0,040
0,035
0,035 ≤0,045
≤0,035 ≤0,035 N
CR ≥620
700-
850 Piese tratate termic
de rezistență
ridicată și tenacitate medie: discuri de turbină, arbori cotiți, biele, coroane dințate,
roți cu clichet,
volanți, pene de ghidaj, melci.
Notă: N- normalizare; CR – c ălire și revenire înalt ă.; Valorile rezisten ței la
tracțiune sunt pentru produse cu diametru sau grosime ≤ 16mm.

285 Oțeluri carbon pentru scule [21]

Marca Marca
HB max
Re-
copt HRC min
călit oțel SR de o țel Com poziția
EN ISO STAS chimică (%) Domenii de utilizare
4957: 1700-
C
Si
Mn 2002 90
C45U – 0,42 0 ,15 0 ,60
207 54 Scule supuse la lovituri și șocuri, c u
tenacitate mare și duritate
suficientă: burghie, matrițe pt.
oțeluri moi sau mase plastice, sculede tâmplărie, șurubelnițe, dălți,foarfece, vârfuri de centrare pt.mașini unelte. – – –
0,50 0 ,40 0 ,80
C70U OSC 7 0,65 0 ,10 0 ,10
183 57
– – –
0,75 0,30 0,40
C80U OSC 8 0,75 0 ,10 0 ,10
192 58 S c u l e s u p u s e l a l o v i t u r i , c u
tenacitate mare și duritate
mijlocie: burghie pentru
metale semidure, poansoane,
cuțite pentru lemn, cle ști pentr u
sârmă, nicovale pentru forjat scule, dornuri de mână,dălți pentru minerit și cioplit piatră,scule de debavurat la cald, ace de
trasat – – –
0,85 0 ,30 0 ,40

C90U OSC 9 0,85 0 ,10 0 ,10
207 60 Scule supuse la lovituri, cu
tenacitate mare și duritate mijlocie:burghie pentru ciocane
perforatoare, punctatoare, scule
pentru prelucrarea lemnului,
matrițe pentru îndreptare, cuțitepentru mașini agricole – – –
0,95 0 ,30 0 ,40

OSC10
OSC11 1,00
–
1,10 0,10
–
0,30 0,10
–
0,40 212 61 Scule care nu sunt supuse la lovituri
puternice: burghie pentru perforat
roci dure, scule de așchiat metalemoi, scule de tragere la rece ametalelor, piese pentru ma
șini
textile, scule supuse la loviturimici: role de roluit materiale
metalice, calibre, fierăstraie
mecanice, matrițe pentr
u
ambutisare, scule de așchiat oțelurimoi, articole de
bucătărie, piese
pentru mașini textile. C105U

286 Anexa 10.3. Fonte utilizate în tehnică

Fonta rezistent ă la uzare abraziv ă [21]

Marca de
fontă Com poziția chimică [%]
HV min. C Si Mn Pmax. Smax Ni Cr Mo max C u max
a). Fonta nealiată sau slab aliată
EN-GJN-
HV350 2,4…
3,9 0,4…
1,5 0,2…
1,0 – – – max. 2,0 – – 350
b). Fonte cu Ni-C r
EN-GJN-
HV520 2,5…
3,0 max.
0,8 max.
0,8 0,1 0,1 3,0…5,5 1,5…3,0 – – 520
EN-GJN-
HV550 3,0…
3,6 max.
0,8 max
.0,8 0,1 0,1 3,0…5,5 1,5…3,0 – – 550
EN-GJN-
HV600 2,5….
3,5 1,5….
2,5 0,3…0,
8 0,8 0,8 4,5…6,5 8,0…10,0 – – 600

Fonta maleabil ă cu inima alb ă (W), și inimă neagră (B) [21]

Mărci de fontă
d
[mm] Rm min.
[N/mm2] Amin[%] HB
(informativ)
SR EN 1562:1999 STAS
569-79
EN-GJMW- 350-4 Fma 350 12 350 4
15 360 3 max.230
EN-GJMW- 360-12 – 12 360 12
15 370 7 max.200
EN-GJMW- 400-5 Fma 400 12 400 5
15 420 4 max.220
EN-GJMW- 450-7 – 12 450 7
15 480 4 max.220
EN-GJMW- 550-4 – 12 550 4
15 570 3 max.250
EN-GJMB- 300-6 Fmn 300 12 sau 15 300 6 max.150
EN-GJMB- 350-10 Fmn 350 12 sau 15 350 10 max.150
EN-GJMB- 450-6 F m p 450 12 sau 15 450 6 150…200
EN-GJMB- 500-5 ă F m p 500 12 sau 15 500 5 165…215
EN-GJMB- 550-4 F m p 550 12 sau 15 550 4 180…230
EN-GJMB- 600-3 F m p 600 12 sau 15 600 3 195…245
EN-GJMB- 650-2 F m p 650 12 sau 15 650 2 210…260
EN-GJMB- 700-2 F m p 700 12 sau 15 700 2 240…290
EN-GJMB- 800-1 – 12 sau 15 800 1 270…320

287 Fonte cenu șii cu grafit lamelar [21]

Mărcile garantate
după rezistența
minimă la tracțiune g
[mm] Rm min
[N/mm2] Mărcile
garantate
după
duritatea
Brinell g
[mm] HB 30
min-
max
Micro-
structu
ra SR EN
1561:199
9 STAS
568-
82 SR EN
1561:1999
EN-GJL- 100 Fc 100 5 – 40 100-200 EN-GJL- HB
155 40-80
20-40
10-20
5-10
2.5-5 max.
155
max.
160
max. Feriti-
că
EN-GJL- 150 Fc 150 2,5-
300 150-250 EN-GJL- HB
175 40-80
20-40 10-20
5-10
2.5-5 100-
175
110-
185
125-Ferito-
perlitică
EN-GJL- 200 Fc 200 2,5-
300 200-300 EN-GJL- HB
195 40-80
20-40
10-20
5-10
4-5 120-
195
135-
210
150-Perlitică
EN-GJL- 250 Fc 250 5-300 250-350 EN-GJL- HB
215 40-80
20-40
10-20
5-10 145-
215
160-
235 Perlitică
EN-GJL- 300 Fc 300 10-
300 300-400 EN-GJL- HB
235 40-80
20-40 10-20 165-
235
180-Perlitică
EN-GJL- 350 Fc 350 10-
300 350-450 EN-GJL- HB
255 40-80
20-40 185-
255 Perlitică

Fonte cu grafit nodular caracterizate pr in încercarea de duritate Brinell [21]

Marca fontei Interval de
duritate Brinell
HB Alte caracteristici
(informativ )
SR EN
1563:1999 Rm [N/mm2] Rp0,2
{N/mm2]
EN-GJS-HB130 ≤ 160 350 220
EN-GJS-HB150 130-175 400 250
EN-GJS-HB155 135-180 400 250
EN-GJS-HB185 160-210 450 310
EN-GJS-HB200 170-230 500 320
EN-GJS-HB230 190-270 600 370
EN-GJS-HB265 225-305 700 420
EN-GJS-HB300 245-335 800 480

288 Fonte cu grafit nodular caracterizate prin încercarea de trac țiune [21]

Marca fontei
Rmmin.
[N/mm2] Rp0,2min.
[N/mm2] A
min.
[%] KV min [J]
SR EN 1563:1999 STAS
6071-82 Valoare
medie Valoare
individuală
EN-GJS-350-22-LT – 350 220 22 12
la –
40˚C 9
la -40˚C
EN-GJS-350-22-RT – 350 220 22 17
la 23˚C 14
la 23˚C
EN-GJS-350-22 – 350 220 22 – –
EN-GJS-400-18-LT – 400 240 18 12
la –
20˚C 9
la -20˚C
EN-GJS-400-18-RT –

–
– 400 250 18 14
la 23˚C 11
la 23˚C
EN-GJS-400-18 400 250 18 – –
EN-GJS-400-15 450 250 15 – –
EN-GJS-450-10 – 450 310 10 – –
EN-GJS-500-7 Fgn 500-
7 500 320 7 – –
EN-GJS-600-3 Fgn 600-
2 600 370 3 – –
EN-GJS-700-2 Fgn 700-
2 700 420 2 – –
EN-GJS-800-2 Fgn 800-
2 800 480 2 – –
EN-GJS-900-2 – 900 600 2 – –

Anexa 10.4. Materiale polimer ice termoplaste [73,74]
Denumirea materialulu i Simbol ρ,
kg/m3 E,
N/mm2 Rm,
N/mm2 Ar,
% Tv,
0C Tc,
0C Observații
Polietilenă de joasă densitate LDPE 910…940 120…500 5…16 200…600 75 115 cristalinitate 40…55 % elastică,
rezistentă
Polietilenă de mare densitate HDPE 950…965 420…1400 20…40 700…1300 75 130 cristalinitate. 60…80 % elastică
rezistentă
Polipropilenă PP 900…910 500…1900 30…50 200…1000 10 170 cristalinitate. 60…70 % mai
rigidă decât PE
Polistiren PS 1040…1100 2800…3500 20…50 5…75 85…100 125 amorf; dur și fragil
Poli(clorură de vinil) rigidă PVC dur 1360…1400 1500…3500 40… 60 10…50 75…105 175…
212 amorf; rigid, sensibil la zgârieturi
Poli(clorură de vinil)
plastifia tă PVC-P
moale 1150…1250  10…30 200…500 40 150 compus vinilic amorf; flexibil,
elastic
Poli (metacrilat de
metil ) (plexiglas) PMMA 1180…1220 2700…3500 60…80 4…10 90…105 225 amorf; rigid dur și rezistent la
zgârieturi
Policarbonat PC 1150…1250 2350…2450 50…70 80…120 150 230 am orf; rigid și rezistent la șoc
Poliamida 6,6 (Nylon 6,6) PA 6,6 1120…1180 900…2800 50…80 40… 60 55 250 cristalinitate < 60 %; dură,
rezistentă și rigidă
Polioximetilena (acetal) POM 1370 …1430 3000…3 500 60…70 35…75 50 170 cristalinitate < 75 %; rigidă,
elastică, rezistentă
Polietilentereftalat (rășină
poliesterică) PET 1320…1390 2000…2500 40…60 100…2300 73 255 amorfă sau cristalinitate
30…40%; stabil dimensional
Politetrafluoroetilenă (teflon) PTFE 2100…2250 350…800 20…40 250…500 85…125 330 cristalinitate < 70 %;
coeficient de frecare redus
Poliacrilonitril (rășină
acrilică) PAN 1100…1200 3500…4000 50…60 3…5 107 320 compus acrilic; se trage ușor în
fibre

Anexa 10.5. Materiale polimerice elastomerice [73, 74]

Elastomerul
Grupa Rm,
N/mm2
Ar, % Temperaturi de exploatare
t c , oC
max t i , oC
max tmin, oC
Cauciuc natural (NR)

R 4…25 100…600 60 100 30…60
Cauciuc butadien – stirenic
(SBR ) 4…25 100…500 70 100 20…50
Cauciuc butilic (IIR) 4…15 100…800 80 140 10…40
Cauciuc nitrilic (NBR) 4…18 100…400 70 130 10…50
Cloropren (CR) 4…20 100…500 70 130 20…50
Polietilenă clorosulfonată
(CSM)
M 4…12 100…500 80 150 20…0
Elastomeri polifluorurati (FPM) 7…15 100…200 175 250 20…0
Cauciuc poliuretanic (EU) U 15…30 100…800 60 80 0…0
Cauciuc siliconic (Q) Q 3…10 100…400 200 275 0…0

maxct temperatura maximă de ser viciu la expunere continuă;
maxit temperatura maximă de servici u la expunere intermitentă;

Anexa 10.6. Parametrii de solubilitate Hildebrand pentru o seri e de solvenți [64]
Parametrii Hildebrand pentru solven ți
Solventul δ (cal1/2 cm-3/2) Solventul δ (cal1/2 cm-3/2)
Acetonă 9,9 Dietilenglicol 12,1
Acetonitril 11,9 Dietileter 7,4
Acetat de amil 8,5 Dietilcetonă 8,9
Anilină 10,3 Dietilftalat 7,2
Benzen 9,2 N,N-dimetilacetamidă 10,8
Acetat de butil 8,3 Dimetileter 8,8
Alcool butilic 11,4 N,N-dimetilformamidă 12,1
Sulfură de carbon 10,0 Dimetilftalat 10,7
Tetraclorură de carbon 8,6 Dimetilsiloxan 5,3
Clorbenzen 9,5 Dimetilsulfoxid 12,0
Cloroform 9,3 Dioctiladipat 8,7
Diamilftalat 9,1 Dioctilftalat 7,9
Dibenzileter 9,4 Dioctilsebacat 8,6
1,2-Diclorbenzen 10,0 1,4-dioxan 10,0
Dietilcarbonat 8,8 Di(propilenglicol) 10,0
Dipropilftalat 9,7 Dipropilftalat 9,7
Acetat de etil 9,1 Etil-amilcetonă 8,2
n-butirat de etil 8,5 Etilencarbonat 14,7
Diclorură de etilen 9,8 Etilenglicol 14,6
Etilenglicol diacetat 10,0 Etilenglicol dietileter 8,3
Alcool furfurilic 12,5 Glicerină 16,5
Hexan 7,3 Alcool izopropilic 8,8
Heptan 7,4 Alcool amilic 8,9
Decan 7,4 Alcool cetilic 8,6

292 Parametrii Hildebrand pentru solven ți (continuare)

Solventul δ (cal1/2 cm-3/2) Solventul δ (cal1/2 cm-3/2)
Metanol 14,5 Metil-amilcetonă 8,5
Clorură de metilen 9,7 Metil-etilcetonă 9,3
Metil-izobutilcetonă 8,4 Acetat de propil 8,8
1,2-propilencarbonat 13,3 Propilenglicol 12,6
Propilenglicol metileter 10,1 Piridină 10,7
1,1,2,2-tetracloretan 9,7 Tetracloroetilenă 9,3
Tetrahidrofuran 9,1 Toluen 8,9
Dietilenglicol monoetileter
(Carbitol) 10,2 Etilenglicol monoetileter
(Cellosolve) 10,5
Apă 23,4 Crezol 10,2
Di-n-hexilftalat 9,1 Diamilftalat 9,1
Dipropilenglicol
monometileter 9,3 Etilenglicol monobutileter 9,5
Propilenglicol metileter 10,1 n-pentan 7
Acetonă 9,9 Dietilenglicol 12,1
Acetonitril 11,9 Dietileter 7,4
Acetat de amil 8,5 Dietilcetonă 8,9
Anilină 10,3 Dietilftalat 7,2
Benzen 9,2 N,N-dimetilacetamidă 10,8
Acetat de butil 8,3 Dimetileter 8,8
Alcool butilic 11,4 N,N-dimetilformamidă 12,1
Sulfură de carbon 10,0 Dimetilftalat 10,7
Formamidă 11,4 Dihexilftalat 11,7

293 Parametrii Hildebrand pentru solven ți (continuare)

Solventul δ (cal1/2 cm-3/2) Solventul δ (cal1/2 cm-3/2)
Tetraclorură de carbon 8,6 Dimetilsiloxan 5,3
Clorbenzen 9,5 Dimetilsulfoxid 12,0
Cloroform 9,3 Dioctiladipat 8,7
Diamilftalat 9,1 Dioctilftalat 7,9
Dibenzileter 9,4 Dioctilsebacat 8,6
1,2-Diclorbenzen 10,0 1,4-dioxan 10,0
Dietilcarbonat 8,8 Di(propilenglicol) 10,0
Dipropilftalat 9,7 Dipropilftalat 9,7
Acetat de etil 9,1 Etil-amilcetonă 8,2
n-butirat de etil 8,5 Etilencarbonat 14,7
Diclorură de etilen 9,8 Etilenglicol 14,6
Etilenglicol diacetat 10,0 Etilenglicol dietileter 8,3
Alcool furfurilic 12,5 Glicerină 16,5
Hexan 7,3 Alcool izopropilic 8,8
Metanol 14,5 Metil-amilcetonă 8,5
Clorură de metilen 9,7 Metil-etilcetonă 9,3
Metil-izobutilcetonă 8,4 Acetat de propil 8,8
1,2-propilencarbonat 13,3 Propilenglicol 12,6
Propilenglicol metileter 10,1 Piridină 10,7
1,1,2,2-tetracloretan 9,7 Tetracloroetilenă 9,3
Clorură de alil 10,1 Tetracloretan 9,8
Bromură de alil 9,1 Tetrabromoetan 9,1
Tetraiodmetan 7,1 I 2 în KI 8,7

294 Parametrii Hildebrand pentru solven ți (continuare)
Solventul δ (cal1/2 cm-3/2) Solventul δ (cal1/2 cm-3/2)
Tetrahidrofuran 9,1 Toluen 8,9
Dietilenglicol monoetileter
(Carbitol) 10,2 Etilenglicol monoetileter
(Cellosolve) 10,5
Apă 23,4 Crezol 10,2
Di-n-hexilftalat 9,1 Diamilftalat 9,1
Dipropilenglicol monometileter 9,3 Etilenglicol monobutileter 9 ,5
Propilenglicol metileter 10,1 n-pentan 7

Parametrii de solubilitate Hildebrand pentru polimeri
Unitatea monomerică δ (cal1/2 cm-3/2) Unitatea monomerică δ (cal1/2 cm-3/2)
Acrilonitril 12,5 Acrilat de butil 9
Metacrilat de butil 8,8 Glucoză (polimer celuloză) 15,6
Cloropren 9,4 Acetat de celuloză 27,8
Dimetilsiloxan 7,5 Nitroceluloză 14,8
Acrilat de etil 9,5 Etilenă 8,0
Etilen tereftalat 10,7 Metacrilat de etil 9,0
Formaldehidă 9,9 Hex ametilenadipamidă
(Nylon 6) 13,6
-metilstiren 10,1 Clorură de viniliden 12,4
Vinilacetilenă 15,3 Etilenglicol 14,6
n-hexilmetacrilat 8,6 Acrilat de izobornil 8,2
Cauciuc natural 8,2 Izobutenă 7,8
Metacrilat de izobornil 8,1 Metacrilat de izobutil 7,2

295 Parametrii de solubilitate Hildeb rand pentru polimeri (continuare)
Unitatea monomerică δ (cal1/2 cm-3/2) Unitatea monomerică δ (cal1/2 cm-3/2)
Metacrilat de lauril 8,2 Metacrilonitril 10,7
Acrilat de metil 10,0 Metacrilat de metil 9,5
Metacrilat de octil 8,4 Metacrilat de propil 8,8
Metacrilat de stearil 7,8 Stiren 8,7
Tetrafluoroetilenă (Teflon) 6 ,2 Tetrahidrofuran 9,4
Acetat de vinil 10,0 Alcool vinilic 12,6
Clorură de vinil 9,5 Clorură de viniliden 12,2

11. BIBLIOGRAFIE

1. Shackelford F. J., Introduction to materials science for engine ers, Macmillan
Publishing Company, New York, 1991
2. Roșu C., Știința și ingineria materialelor. Suport de curs. Edi tura Universității
Babeș Bolyai din Cluj Napoca, 2014.
3. Jantschi, L., Ungureșan, L., Capitole speciale de chimie pentru automatică,
Editura U.T.Pres, Cluj-Napoca, 2001
4. Zet Gh. Ursu D. Fizica stării solide – aplicații în inginerie E ditura Tehnică,
București, 1986
5. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering, Addison-
Wesley Reading, Massachusetts, 1989
6. Murgulescu I. G., Sahini V. Em. – Introducere în chimia fizică, vol. I, 2,
Structura și proprietățile moleculelor, Ed. Academiei, Bucureșt i, 1978.
7. Murgulescu I. G., Segal E. – Introducere în chimia fizică, vol. II, 1, Teoria
molecular-cinetică a materiei, E d. Academiei, București, 1979.
8. Nenițescu C. D. – Chimie generală, Ed. Didactică și pedagogică, București,
1972.
9. Askeland D.R., Fulay P.P., Bhattacharaya D.K., – Essential of M aterials Science
and Engineering, Cengage Learning Inc., Stanford USA, 2009.
10. Atkins P. W. – Tratat de Chimie Fizic ă (traducere lb. englez ă), Ed. Tehnic ă,
București, 1996
11. Constantinescu D, Vasilescu D.S., Ciocea N. Știința materialelor, Editura
Didactică și Pedagogic ă, București, 1983
12. * Hütte, Manualul inginerului. F undamente, Editura Tehnică, Buc urești, 1995
13. Florea, R.G., Materiale metalice avansate, Editura LUX LIBRIS, Brașov, 1999.
14. Fărcaș C., Materiale pentru electronică, Editura RISOPRINT, Clu j-Napoca,

297 2009
15. http://nte.mines-albi.fr/SciMat/co/SM_uc1-3.html
16. Florea, R.G., Studiul materialelor metalice curs avansat. Editu ra LuxLibris,
Brașov, 1998.
17. Levcovici S., Studiul și ingineria materialelor. Note de curs, Editura
Universității Dunărea de J os din Galați, 2008.
18. Șaban, R., Vasile, T., Bunea, D ., Gheorghe, D., Brânzei, M., Ioni ță, G.,
Studiul și ingineria
materialelor, Editura Didactic ă și Pedagogic ă, București, 1995.
19. Smith Ch. O. The Science of Engineering Materials, Prentice Hal l, Inc. New
Jersey, 1986
20. Amza, G., Tehnologia materialelor și produselor, Editura Printe ch, București,
2012.
21. Zecheru Gh. Drăghici Gh. Elemente de știința și ingineria mater ialelor , vol. 1,
Ed. ILEX și Ed. UPG Ploiesti, 2001.
22. Bednar, V., Bednar, H. Chimie fizică generală. Editura Didactic ă și Pedagogică,
București, 1978.
23. http://chemwiki.ucdavis.edu/Text book_Maps/General_Chemistry_Tex tboo
k_Maps/Map%3A_Chem1_(Lower)/05._A toms_and_the_Periodic_Table/P
eriodic_Properties_of_the_Elements
24. Florescu A., Știința și Tehnologia Materialelor, Editura Panfil ius, Iași, 2001.
25. Colan H. s.a., Studiul metalelor, Editura Didactică și Pedagogi că, Bucuresti,
1983
26. Krawczak P. Essais mecaniques d es plastiques, Techinques de l’I ngenieur,
AM 3510, Paris, 1999
27. Pop Gh., Carcea I., Materiale Compozite Anorganice, editura Teh nica-Info,
Chișinău, 2001.
28. Țierean, M., Eftimie, L., Balteș, L., Materials Science, Editur a Universității
Transilvania, Brașov, 2006
29. Mitelea I., Lugsheider E., Tillmann W. Știința materialelor în construcția de
mașini, Editura Sudura, Timișoara 1999

298 30. http://nte.mines-albi.fr/SciMat/co/SM3uc2-4.htmlSmithells
31. C. J., Metals Reference Book vol.1, Butterworths Scientific Pub lications,
London 1955
32. Alexandru I. Alegerea și utilizarea materialelor metalice, Edit ura Didactică
și Pedagogică București, 1997.
33. Zecheru Gh. Tehnologia materialelor, partea a doua, IPG Ploiest i, 1985
34. Voicu M., Szell P., Amza G., Gladcov P., Drimer D., Alexandresc u V., Iova R.,
Studiul și tehnologia metalelor, Editura Didactică și Pedagogic ă, București,
1975.
35. Popescu N., Șaban R., Bunea D., Pencea I. Știința materialelor pentru ingineria
mecanică. Volumul 1: Alcătuirea, generarea, transformarea și co mportarea
structurii materialelor metalice. Aliaje fier-carbon. Editura F air Partners,
București, 1999.
36. Geru N., Metalurgie fizică, Editu ra Didactică și Pedagogică, Bu curesti, 1981
37. Protopopescu H., Metalografie și tratamente termice, Editura Di dactică și
Pedagogică, Bucuresti, 1983
38. Suciu V., Suciu M.V., Studiul materialelor, Editura Fair Partne rs, București,
2008.
39. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică și studiul metalelor, vol. I, Editura
Didactică și Pedagogică, Bucuresti, 1979
40. Mândru I., Ceacăreanu D. M. – Chimia coloizilor și suprafețelor – metode
experimentale – Ed. Tehnică, București, 1976.
41. Șaban R., Dumitrescu C., Petrescu M., Tratat de știința și ingi neria materialelor
metalice, Academia de Științe Tehnice din România, Ed. AGIR, Bu curești, 2009
42. Pușcaș E.L., Teoria și măsurarea culorii, Rotaprint, Iași, 1983
43. Pușcaș E.L., Cezar D.R., Introducere în teoria cunoașterii și m ăsurării culorii,
Ed. Dosoftei, Iași, 1997
44. Cezar D.R., Măsurarea culorii, Tipografia Universității Tehnice Gh. Asachi,
Iași, 2004
45. Bunget I., Burlacu L., Ciobotaru D., Costescu A., Florescu V., Compendiu
de fizică, Editura Științifică și Enciclopedică, București, 198 2.

299 46. http://www.repairfaq.org/sam/laserhen.htm
47. Cătuneanu, V. (coordonator), Materiale pentru electronică, Edit ura Didactică și
Pedagogică, București, 1982.
48. Horgoș, M., Materiale și componente electronice, Editura Ris oprint, Cluj-
Napoca, 2002.
49. Ifrim A. Noțingher P. Materiale electrotehnice, Editura Didacti că și Pedagogică,
Bucuresti, 1992
50. http://www.temperature.ro/Sectiunea%204.2.2.htm
51. Diagramma_di_fase_del_ferro_puro.svg: Aushulzderivative work: A ushulz
(talk) – Diagramma_di_fase_del_ferro_puro.s vg,https://commons.wikimedia. org/w
/index.php?curid=11446906
52. http://encyclopedia2.thefreedictionary.com/Ternary+System
53. Balteș, L.S., Materiale avansate. Materiale amorfe. Cermeți, Ed itura Lux Libris
Brașov, 2003
54. Scheid A., de Oliveira A.S.C.M., Analysis of PTA hardfacing wit h CoCrWC
and CoCrMoSi alloys. Soldag. insp. vol.18 no.4 São Paulo Oct./D ec. 2013
55. Pan J., Xiao C., Huang Q., Liu H., Hu J., ECTFE porous membrane s with
conveniently controlled microstructures for vacuum membrane dis tillation.
J. Mater. Chem. A, 2015,3, 23549-23559.
56. http://www.gowelding.com/met/carbon.htm
57. http://www.wikiwand.com/en/Eutectic_system
58. Ciucescu D., Știința și ingineria materialelor, Ed. Didactică ș i Pedagogică,
București, 2006
59. Tențulescu D.L., Fibre de sticlă , Editura Tehnică, București, 1 994
60. Cioară A. Călușer S., Chimia silicaților și analize tehnice. Ed itura Didactică și
Pedagogică, București, 1992.
61. Nica Al., Ceramica tehnică, Editu ra Tehnică, București, 1988
62. Nölle G. Tehnologia sticlei, Ed itura Tehnică, București, 1981
63. Cazan (Vlăduță) Cristina, Materiale compozite de tip cauciuc și mase plastice
reciclate. Teză de doctorat, Universitatea Transilvania din Bra șov, 2010.
64. Solomon, O.F., Chimia compușilor macromoleculari, vol.1, Litogr afia și

300 Tipografia Învățământului, Timișoara, 1959.
65. Vasiliu Oprea C., Bulacovschi V., Constantinescu A., Polimeri: structură și
proprietăți. Editura Tehnică, București, 1986.
66. Vasiliu Oprea C., Bulacovschi V., Polimeri: teoria proceselor d e sinteză. Editura
tehnică, București, 1986.
67. Simionescu C., Feldman D., tratat de chimia compușilor macromol eculari vol
II, Editura Didactică și Pedagogică, București, 1974.
68. Balteș, L.S., Introducere în structura, proprietățile și utiliz ările materialelor
compozite, Editura Lux Libris Br așov, ISBN 973-9428-86-X, 2003
69. http://www.1001crash.com/index- page-composite-lg-2.html
70. Crăciunescu C.M., Materiale compozite, Editura Sedona, Timișoar a 1998
71. Carcea I., Materiale compozite: fenomene la interfață, Editura Politehnium,
București, 1998.
72. Bolunduț M., Materiale și tehnologii neconvenționale. Editura T ehnică-Info,
Chișinău, 2012.
73. * * * Culegere de standarde române comentate CSCM – Mp4, Materi ale
plastice. Terminologie și metode de analiză și încercări, OIDCM , București,
1998
74. * * * Culegere de standarde române comentate CSCM – Mp5, Materi ale
plastice. Materiale termoplastice și materiale termorigide, OID CM, București,
1998