Neamtu M.Nicolae -Cosmin [611798]

1
UNIVERSITATEA POLITEHNICA din BUCURESTI
FACULTATEA DE STIINTA SI INGINERIA MATERIALELOR
SPECIALIZAREA: OBTINEREA, PROCESAREA SI
CARACTERIZAREA NANOMATERIALELOR METALICE

Lucrare de disertatie
OTELURI ALIATE
NANOSTRUCTURATE

Coordonator stiintific,
Prof.univ.dr.ing. : Cojocaru Vasile Danut

Masterand: [anonimizat]
2016

2
Introducere …………………………………………………………………………………… …6
Lista figurilor ……………………………………………………………………………………….6
Lista tabelelor ………………………………………………………………………………………8
CAPITOLUL I
OTELURI ALIATE ………………………………………………………………………………9
1.1.Aliajele …………………………………………………………………………………………9
1.2.Oteluri alia te……………………………………………………………………………………9
1.3.Influenta elementelor de aliere asupra proprietetilor otelurilor ……………………………….10
1.3.1. Carbonul ………………………………………………………………………………….10
1.3.2. Cromul …………………………………………………………………………………….12
1.3.3. Nichelul …………………………………………………………………………………….15
1.3.4. Manganul ………………………………………………………………………………….17
1.3.5. Siliciul ………………………………………………………………………………………19
1.3.6. Molibdenul,Vanadiul si Wolframul ………………………………………………………..20
1.3.7. Titaniul ……………………………………………………………………………………..23
1.3.8. Cobaltul …………………………………………………………………………………….23
1.3.9. Borul ………………………… …………………………………………………………….24
1.3.10. Azotul ………………………………………………………………………………………25
1.3.11. Hidrogenul …………………………………………………………………………………26
1.3.12. Oxigenul ……………………………………………………………………………………27
1.3.13. Sulful si Fosforul ……………………………………………………………………………28
1.4.Influenta elementelor de aliere asupra propri etetilor si sudabilitatii otelurilor …………………29
1.5.Influenta elementelor de aliere asupra punctelor critice la incalzire ……………………………30
1.6.Influenta elementelor de aliere asupra cresterii grautelui de austenita la incalzire ……………..30
1.7.Influenta elementelor de aliere a supra transformarii austenitei la raci re si asupra calibilitati ….31
1.8.Influenta elementelor de aliere asupra punctelor de incepu t si de sfarsit de transformare
martenisitica si asupra proportiei de austenita reziduala ………………………………………31
1.9.Influenta elementelor de aliere asupra transformarilor la revenire …………………………….31
1.10. Proprietatile mecanice ale otelurilor aliate revenite.Fragilitatea de revenire ……………….32
1.11. Clasificarea otelurilor aliate …………………………………………………………………34
1.11.1. Oteluri aliate pentru constructii ………………………………………… …………………..36
1.11.2. Oteluri de cementare …………………………………………………………………………37
1.11.3. Oteluri de imbunatatire ………………………………………………………………………38
1.11.4. Oteluri de rulmenti ………………………………………………………………………….39
1.11.5. Oteluri de tip Maraging ……………………………………………………………………..39

3
1.11.6. Oteluri pentru constructii metalice ………………………………………………………….39
1.11.7. Oteluri de scule ………………….…………………………………………………………..42
1.11.8. Oteluri pentru scule de aschiere …………………………………………………………….42
1.11.9. Oteluri pentru scule de lovire -matritare …………………………………………………….44
1.11.10. Oteluri pentru instrumente(aparate de ma sura) …………………………………………….45
1.11.11. Oteluri si aliaje pe baza de fier cu proprietati speciale…………………………………….45.
1.11.12. Oteluri si aliaje cu proprietati termice speciale…………………………………………….45
1.11.13. Aliaje pe baza de fier cu rezistivitate ridicata ……………………………… ………………46
1.11.14. Oteluri si aliaje pe baza de fier cu proprietati magnetice speciale…………………………46
1.11.15. Oteluri cu rezistivitate foarte mare la uzura(Oteluri Hadfield) …………………………….47
1.11.16. Oteluri inoxidabile ………………………………………………………………………….48
1.11.17. Oteluri pentru temperaturi scazute …………………………………………………………50
1.12. Domenii de utilizare …………………………………………………………………………52
1.12.1. Aliaje Cupru -Zinc(Alame) ………………………………………………………………….52
1.12.2. Alame binare ………………………………………………………………………………..52
1.12.3. Alame aliate(Alame speciale) ……………………………………………………………….53
1.12.4. Aliaje Cupru -Siliciu(Bronzuri de Siliciu) …………………………………………………..54
1.12.5. Aliaje de Cupru -Plumb(Bronzuri de Plumb) ……………………………………………….54
1.12.6. Aliaje Cupru -Nichel …………………………………………………………………………54
1.12.7. Aliaje Cupru -Mangan ……………………………………………………………………….55
CAPITOLUL II
METODE DE OBTINERE A NANOSTRUCTURILOR ………………………………………56
2.1. Oteluri le nanostructurate ……………………………………………………………………….56
2.1.1. Aspecte privind obtinerea materialelor nanostructurate metalice ……………………………56
2.1.1.1. Condensarea din faza gazoasa,pulverizare catodica ………………………………………..57
2.1.1.2. Metalizarea …………………………………………………………………………………57
2.1.1.3. Solidificarea ultrarapida ……………………………………………………………………57
2.1.1.4. Concluzii ……………………………………………………………………………………60
2.2. Obtinerea nanostructurilor prin procesul de aliere mecanica …………………………………..60
2.2.1. Aliaje ODS(Oxide Dispersion Strangthened Alloys) ………………………………….……..61
2.2.2. Materiale amorfe ……………………………………………………………………………..61
2.2.3. Solutii solide …………………………………………………………………………………62
2.2.4. Compusi interme talici ………………………………………………………………………..62
2.2.5. Materiale nanostructurate …………………………………………………………………….62
2.2.6. Materiale compozite …………………………………………………………………………63

4
2.2.7. Quasicristale ………………………………………………………………………………….63
2.2.8.Alierea mecanica ,fundamente ……………………………………………………………….63
2.2.8.1. Interac tiunea bile pulberi …………………………………………………………………..63
2.2.8.2. Morfologia particulelor si evolutia microstructurala ………………………………………64
2.2.8.3. Sisteme ductil/ductile ………………………………………………………………………65
2.2.8.4. Sisteme frag il/fragil …………………………………………………………………………67
2.2.8.5. Metode de sinteza prin aliere mecanica ………………… …………………………………67
2.2.8.6. Moara orizontala cu bile ……………………………………………………………………68
2.2.8.7. Moara planetara cu bile …………………………………………………………………….69
2.2.8.8. Moara vibra toare ……………………………………………………………………………70
2.2.8.9. Moara atritoare ……………………………………………………………………………..71
2.2.8.10. Moara tubular a…………………………………………………………………………….73
2.3. Obtinerea nanostructurilor prin procesul de deformare plastic severa …………………………74
2.3.1. Procesele de deformare plastic severa ………………………………………………………..75
2.3.2. Fizica mecanismului de deformare(Modelarea fizica.Ipoteze) ………………………………76
2.3.3. Particularitati ale mecanismului de deformare in regiunile III si IV …………………………77
2.3.4. Obtinerea nanostructurilor prin Accumulative Roll Bonding ………………………………..79
2.3.5. Obtinerea nanostructurilor prin Equi Angular Pressing ………………………………………81
2.3.6.Obtinerea nanostructurilor prin Reciprocating Extrusion Compresion ………………………83
2.3.7. Obtinerea nanostructurilor prin High Pressure Torssion ……………………………………..84
CAPITOLUL III
UTILIZAR EA OTELURILOR NANOSTRUCTURATE ………………………………………86
3.1. Otelurile de inginerie – nano pentru aplicatii structural e………………………………………..86
3.2. Deformarea plastic severa (SPD) ………………………………………………………………87
3.3. Procesarea termomecanica controlata(TMCP) …………………………………………………88
3.4.. Oteluri nanostructurate cu rata duritatii inalteprin exploatare a efectului TWIP ………………88
3.5. Faza de reversie indusa nano -granularitate /Oteluri cu granulatie ultrafine ……………………88
3.6.P roiectarea computationala a otelului ………………………………………………………….88
3.7.Devitrifiere a aliajelor feroase sticloase …………………………………………………………88
3.8. Oteluri feritice si martensitice ODS avansate ………………………………………………….89
3.9. Alierea mecanica si consolidarea ………………………… ……………………………………89
3.10. Combinatia efectului TRIP cu tratamente Maraging ………………………………………….89
3.11. Suprafata nanocristalizata a otelurilor …………………………………………………………89
3.12. Otelurile bainitice avansate la temperaturi scazute prin transformarea izotermica ……………89
3.13. Otelurile TRIPLEX …………………………………………………………………………89

5
3.14.Aplicatii ale otelurilor nanostructurate ………………………………………………………90
3.15. “Jucatorii” cheie ……………………………………………………………………………..90
3.16. Scenariul proprietatilor intelectuale …………………………………………………… …….91
3.17. Schimbari …………………………………………………………………………………….93
Bibliografie ………………………………………………………………………………….94

6
Lista figurilor
Figura 1 -Variatia proprieta tilor mecanice ale ote lurilor carbon
Figura 2 – Influenta unor elemente de aliere asupra calibilitatii
Figura 3 -Influenta cromului asupra rezistentei la rupere a unor oteluri
Figura 4 – Variatia coeficientului de conductivitate termica in func tie de continutul de Crom a
otelurilor
Figura 5 -Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor crom in functie de
temperature
Figura 6 -Variatia coeficientului de dilatare liniara intre 0 -200°C a otelurilor cu 0.1% C.
Figura 7 -Diagrama structural a otelurilot aliate cu Nichel
Figura 8 – Influenta Ni asupra temperaturilor critice Ac ₁, Ac3 ale aliajelor Fe -Ni
Figura 9 -Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor Nichel.
Figura 10 – Variatia coeficientului de dilatare liniara a otelurilot Nichel
Figura 11 – Influenta Manganului asupra temperaturii critice ale transformarilor Ac ₁, Ac3 ale
aliajelor Fe -Mn
Figura 12 -Diagrama structurala a otelurilor aliate cu Mangan
Figura 13 -Variatia coeficientului de dilatare liniara a otelurilor Mangan in stare recoapta pentru
diferite intervale de temperatura
Figura 14 -Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor Mangan
Figura 15 – Influenta Siliciului asupra duritatii unor oteluri avand 0.4 % C.
Figura 16 – Influenta Siliciului asupra durificarii prin precipitare a otelurilor cu Tit an in apa de la
1273 K.
Figura 17 – Influenta Siliciului asupra rezistentei la rupere a otelului cu 0.14 -0.26% C normalizat.
Figu ra 18- Influenta Siliciului asupra punctelor de transformare ale otelurilor.
Figura 19 .Influenta Wolframului si Molibdenului asu pra temperaturii critice de transformare ale
otelurilor
Figura 20 – Influenta Wolframului,Molibdenului si Vanadiului asupra rezistentei de curgere la cald
Rc si a duritatii otelurilor.
Figura 21 – Influenta Vanadiului asupra fragilitatii otelurilor sudate.
Figura 22 – Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor in functie de continutul de
Cobalt
Figura 23 -Influenta Cobaltului asupra transformarii izoterme a austenitei
Figura 24 – Evaluarea calbilitatii in functie de continutul de azot din oteluri
Figura 25 – Influenta diferitelor elemente de aliere asupra continutului de Azot din oteluri

7
Figura 26 – Variatia solubilitatii hidrogenului in oteluri in functie de continutul de element e de
aliere.
Figura 27 – Influenta continutului de Oxigen asupra proprietatilor mecanice ale otelului cu putin
C%.
Figura 28 – Influenta Fosforului asupra proprietatilor mecanice ale otelurilor Carbon
Figura 29 – Influenta Sulfului si a raportului Mn/S asupra proprietatilor mecanice ale otelului carbon
Figura 30 – Metoda extractiei din topitura
Figura 31 – Meoda extractiei din picatura suspendata
Figura 32 -Racirea pe substrat rotativ
Figura 33 – Transformarile la recristalizare ale unui aliaj amorf
Figura 34 – Cele cinci studii ale alierii mecanice dupa Benjamin si Volin
Figura 35 – Morfologia particulelor in timpul alierii mecanice pentru sistemele ductile /fragil
Figura 36 – Moara conventionala orizontala cu bile
Figura 37 – Vederea unei mori planetare cu bile,sectiune printr -un recipient de lucru
Figura 38 -Schema
Figura 39 – Moara vibratoare SPEX 8000
Figura 40 -Schema constructive a unei mori agitatoare
Figura 41 – Moara atritoare vertical
Figura 42 – Moara atritoare orizontala
Figura 43 – Moara tubular
Figura 44 – Clasificarea metlelor policristaline in concordanta cu marimea grauntelui dg
Figura 45 – Mecanisme de deformare puse in evidenta de experimetele din regiunilr III si IV
Figura 46 -Principiul p rocesului ARB
Figura 47 – Reprezentarea schematic a procesului SPD major
Figura 48 -Optiuni pentru rotirea tagla intre treceri consecutive prin matritare ECAP.
Figura 49 – Reprezentarea schematica a fluxului stabil si locaizat in ECAP in functie de materialu lui
de intarire/ de inmuiere.
Figura 50 – Piston metoda de compresie de extrudare
Figura 51 – Distributia schematica a tensiunilor radiale si axiale in procesul reciproc de extrudare
Figura 52 – Efectul de frecare asupra fortei formeaza dupa primul ciclu de R E cu forta de simulare
pasiva a 200 Kn.
Figura 53 – Principiul experimentului HTP
Figura 54 – Caile de producere a otelurilor nanostructurate
Figura 55 – Aplicatii ale otelurilor nanostucturate
Lista tabelelor

8
Tabelul 1 -Clasificarea otelului in functie de cantitatea de elemente de aliere
Tabelul 2 -Cateva dintre procesele de deformare plastica severa clasificata prin schema de deformare
si dimensiunea grauntilor ultrafine obinuti in pre zent.

9
Introducere
Lucrarea este structurate pe III capitole, si urmareste importanta elementelor de aliere asupra
caracteristicilor otelurilor,
In I capitol sunt prezentate notiuni generale, clasificare, legate de otelurile aliate si influenta
elementelor de aliere asupra caracteristicilor otelurilor.
In capitolul II sunt prezentate metodele de obtinere a nanostructurilor in otelurile aliate.
In capitolul III sunt prezentate importanta si utilizarea otelurilor aliate in industrie.

CAPITOLUL I
OTELURILE ALIATE
1.1.ALIAJELE
In mare parte m etalel e, pe care le folosim sunt aliaje .Metalele pure au foarte rar proprietatile
ideale pentru o anumita intrebuintare , dar se pot imbunatati prin adaugarea altor metale.
Proprietatile fizice ale unui metal cum ar fi rezistenta, duritatea, punctul de topire si
conductivitatea electrica au stransa legatura cu structura sa cristalina. Acesteproprietati se modifica
atunci cand in metalul se adauga o alta substanta. Aliajul obtinut are o structura total diferita fata de
componentele sale, implicit si proprietatile sunt diferite. Alte aliaje contin nemetale, cum ar fi
carbonul, siliciul si fosforul, dar in cea mai mare parte aliajel e sunt facute in intregime din
metale. Otelul este un aliaj fier – carbon, dar otelurile aliate au in compozitie ele mente de aliere cum
ar fi: nichelul, siliciul, manganul si cromul. Ele modifica structura de baza a otelului in asa fel incat
se pot se pot aplica diferite tratamente termice pentru imbunatatirea otelului o ferindu -I
duritate,maleabilitate,elasticitate dar mai ales rezistenta , in functie de domeniul de aplicare.
1.2. OTELURI ALIATE
O mare parte a otelurilor aliate pot fi produs e prin folosirea diferitelor combinati de elemente de
aliere si a tratamentel or termice aplicate corespunzator. . Otelu rile cu mangan contin aproximativ
1% carbon si 11 -14% mangan .Acesta este folosit la fabricarea pieselor supuse la uzura intensa ,de
exemplu coltii benelor de excavatoare.
Otelul inoxidabil cu cea mai cunoscuta fo rma ca 18 -8, este un otel compus din fier aliat cu 18% Cr
, 8% Ni si 0.08% C.Sub alte forme otelul inoxidabil are un continut de 12-30% Cr,si cantitati mai
mici de alte metale, ca nichel ul, molibden ul si cupru l.Aceste aliaje se utilizeaza foate mult in

10
industrie si menaj. Acestea se folosesc pentru fabricarea rulmentilor cu bile, utilajel e din uzine
chimice , a chiuvetelor si a tacamurilor.
In momentul in care continutul de P este ridicat, aliajul devine mult mai dur , deoarece se formeaza
un compus numit fosfura de cupru. Acest aliaj de bronz fosforos este foarte utilizat in fabricarea
lagarelor pentru masini si motoare.

1.3. INFLUENTA ELEM ENTELOR DE ALIERE AS UPRA PROPRIETATILOR
OTELURILOR
Otelurile sunt aliaje fier-carbon care impreuna cu alte element e chimice, folosite in diferite
cantitati confera proprietatile dorite .
1.3.1.Carbonul
Influenta carbonului in compozitia otelului este esentiala, in cazul otelurilor carbon si in
oteluril e aliate.
Fata de c elelalte elemente din oteluri ( in afara de bor ), o variatie foarte mica a continutului
de carbon dn otel poate modifica in totalitate proprietatile folosirea acestora . Daca otelurile au un
continut scazut de carbon de 0,7% C, acestea pot fi utilizate in constructii , iar daca continutul de
carbon este mai mare de 0.7% C pot fi utilizate pentru oteluri le de scule. Standardele de stat
cuprind o clasificare a otelurilor carbon tinand cont de continutul de Carbon si conditiile de
elaborare .
Otelurile carbon de calitate elaborate obisnuit, sau in conditii speciale, pot fi otelurile de
cementare cu un continut mic de ca rbon si oteluri de imbunatatire cu continut mai ridicat de carbon
(max. 0,65 % C).
Aceste oteluri sunt utilizate in industia de automobile, fiind utilizatedoar in stare tratata (QT) .
Otelurile carbon de uz general laminabile, se livreaza in stare necalmata (n), semicalmata (s)
si calmata (k). In functie de conditiile de livrare ele au pa tru clase de calitate, de la 1 la 4.
Aceste oteluri sunt utilizate in stare laminata , la constructii metalice asamblate prin sudare,
nituire sau cu suruburi, tinand cont de importanta constructiei. Aceste oteluri pot fi livrate si in stare
ecruisata ( prin deforma re la rece), sau rezistente la coroziune atmosferica, cu un continut ridicat de
P, Cr si N dar acestea nu pot fi folosite prin sudabilitate .
Otelurile carbon care sunt turnate cuprind trei clase, de la 1 la 3, in functie de proprietatile
mecanice obtinute la li vrare .
Trebuie precizat ca odata cu cresterea continutului de carbon, devine mai foarte dificila
imbinarea prin sudare, deoarece zona este influentata termic si se poate durifia sau poate devebni

11
fragila,iar fara anumite precautii tehnologice, se poate fisu ra.

Fig 1 Variatia proprietatilor mecanice ale otelurilor carbon [47]
In diagrama prezentata in fig. 1 se poate observa o variatie a proprietatilor mecanice ale
otelurilor carbon , tinanand cont de continutul de carbon al aliajului. Valorile care sunt prezentate in
diagrama de mai sus sunt valori medii deci pot varia in limite de pana 10% in functie de continutul
de impuritati, dar si de conditii le de laminare si de racire . Deoare carbonul unitar nu poate asigura
obtinerea unor proprietati necesare, sunt si oteluri care contin si alte elemente de aliere in diferite
cantitiati. In functie de cantitatea lor , putem face o c lasificare a otelurilor precizata in tabelul 1.
Tabelul 1 -Clasificarea otelurilor in functie de cantitatea elementelor de aliere [47]
Elemente
de aliere Continut [%]
Slab aliat Mediu aliat Bogat aliat
Si 0,5 – 1,1 > 1,1 – 6,0 > 6,0
Mn 0,8 – 1,8 > 1,8 – 6,0 > 6,0
Cr 0,3 – 0,5 > 0,5 – 6,0 > 6,0
Ni 0,3 – 0,5 > 0,5 – 4,5 > 4,5
Mo 0,05 – 0,1 > 0,1 – 1,0 > 1,0
V 0,05 – 0,1 > 0,1 – 1,0 > 1,0
Ti < 0,04 ––––– –––––
B < 0,0005 > 0,0005 > 0,003
W 0,2 – 0,3 > 0,3 – 4,0 > 4,0

12
Co 0,2 – 0,3 > 0,3 – 1,0 > 1,0
Al –––– < 0,3 > 0,3
Cu –––– < 0,4 > 0,4
Pb –––– < 0,4 > 0,4
SUMA < 5 > 5 – 10 > 10

Otelurile care contin elemente de aliere sub limita minima indicata in tabel in coloana
otelurilor slab aliate, sunt oteluri nealiate, deci sunt oteluri carbon.
Otelurile carbon au in compozitie cantitati de elemente chimice insotitoare , iar in fucntie de
variatia lor pot modifica proprietatile.
1.3.2. Cromul

Fig.2 Influenta unor elemente de aliere asupra calibilitatii [47]

Elementul de aliere care se gaseste in majoriatea otelurilor aliate este Cromul, datorita efectului sau
favorabil asupra patrunderii la calire (fig. 2). Otelurile care c ontin crom prezinta dificultati la
sudare. Cromul are o influenta foarte mare asupra calibilitatii otelului si este mult mai intensa daca
otelul mai contine si Wolfram (0,4 – 0,8% W), facand sudarea aproape imposibila.
Cromul se dizolva in ferita, dizolvand -o si durificand -o intr-o masura mai mica decat alte
elemente de aliere.
Daca sunt repartizate la limita cristalelor Cromul mai poate forma carburi si nitrur i,care
micsoreaza sensibilitatea la supraincalzire a otelurilor acest efect favorizand comportamnetul
acestora la sudare , astfel incat cristalele zonei unde este influentata termic sunt in acest fel oprite sa
creasca odata cu incalzirea. In asa fel incat are loc si o marire a rezistentei la rupere, prezentata in
fig.3 , variind in functie de continutul de Crom.

13

Fig.3. Influenta cromului asupra rezistentei la rupere a unor oteluri [47]
Carburile de crom ar putea fi simple cu forma Cr mCn (De ex.: Cr 7C3, Cr23C6, Cr 4C, Cr 2C3),
sau complexe cu forma (FeCr) mCn (De ex. (FeCr) 7C6), sau cu forma (FeCr) mMe nC (De ex.
(FeCr) 4Me 1,3C).
Nitrurile de crom cu forma CrN sau Cr 2N se pot forma in otelurile crom .Din cauza afinitatii
sale fata de azotul dizolvatin matal lichid,la turnare sau la sudarea acestor oteluri, poate mari
fragilitatea la revenire.
Cromul mai poate form a compusi intermetalici cu forma Me mCrn, iar cel mai cunoscut este
compusul numit faza sigma. Aceasta este nemagnetica, fii foarte dura (ap roximativ 900 HV) si
casanta deoarece contine aproximativ 50% Fe si 50% Cr. De obicei faza sigma apare in otelurile
austenitice la limita cristalelor sau chiar in interior, oferindu -i fragilitate ridicata .
In cazul otelurilor cu crom ,aparitia fazei sigma poate sa fie favorizata de austenit a
neomogen a, si mai ales a amestecului austenita -ferita, dar si de incalzirea pe termen lung in
intervalul de temperatura 873 – 1173 K, sau de incalzirea rapida la temperaturi apropiat de
domeniul Fe -delta al diagramei Fe -C, ur mand o racire rapida. De obicei cand este favorizata aparitia
carburilor intergranulare, este favorizata si formarea fazei sigma.
Faza sigma poate sa apara si in zonele cu deformare mare , este favorizata de existenta
tensiunilor interne [32]. Faza sigma po ate sa apara si in interiorul grauntilor de austenita pe planele
de alunecare. Faza sigma poate aparea si intre alte elemente chimice din oteluri, care sunt solubile
intre ele. Putem sa amintim astfel compusi asemanatori fazei sigma intre doua sau trei elemente:
– V – Mn (24,3% V); V – Fe (37 – 57% V); V – Co (40 – 54,9% V); V – Ni (55 – 65% V);
– Cr – Mn (19 – 24% Cr); Cr – Fe (43,5 – 49% Cr); Cr – Co (56,6 – 61,1% Cr);
– Mo – Fe (47 – 57% Mo); Mo – Co (59 – 61% Cr);
– Cr – Mo – Ni (37% Cr, 27% Mo, 36% Ni; sau 42% Cr, 32% Mo, 26% Ni).
Acesti compusi intermetalici de tip sigma pot sa apara in oteluri aliate care sunt sup use unor
cicluri termice specifice ,provocand fragili tatea si ruperea materialului. Ca sa se poata inlatura faza
sigma trebuie sa supunem materialul unei incalziri la temperaturi ridicate (dupa caz intre 1123 si
1273 K) urmata apoi de o r acire rapida in apa .

14
In practica tratamente le termice se cunos c ca pentru anumite conditii de racire (viteze reduse
la racire), in intervalul temperaturil or de revenire (973 – 573 K), otelurile care au un continut de
crom pot sa prezinte o fragilitate ridicata , si anume fragilitate a de revenire [4].
Se presupune ca fragilitatea de revenire este provocata de precipitarea unor faze complexe, fin
dispersate la limita cristalelor. Printr -o racire rapida a otelului in intervalul de temperatura amintit,
otelul devine mult mai putin fragil inlaturandu -se asa zisa fragilitate de revenire.
Pentru a combate fragilitatea de revenire,cea mai eficienta metoda este de a introduce in
otelurile amintite cantitati de Mo, Ti sau Nb [4] ce ajuta la o finisare a structur ii si poate impiedica
formarea fazelor fragile. In schimb Ni mareste tenacitatea otelurilor dar nu inlatura si fragilitatea de
revenire .
Cromul poate micsora conductivitatea termica a otelurilor, deci poate micsora si marimea
zonei influentate termic, care a fost obtinuta pentru o energie liniara de sudare.
In figurile 4 si 5 putem observa o variati e a conductivitatii termice a otelurilor crom functie de
contin utul de crom si temperatura .

Fig.4 Variatia coeficientului de conductivitate termica in functie de continutul de crom a otelurilor
crom [47]

Fig.5 Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor crom in functie de temperatura
Cromul poate mari segregatia dendritica si poate prova aparitia cristalelor columnare mari,
avand un efect nefavorabil ce se manifesta mai puternic daca piesele sunt mari i. De asemena
existenta acestui efect nu trebuie neglijata mai ales in cazul sudurilor, mai ales ca piesele sudate nu
mai sufera alte deformari plastice si recristalizari. Cromul mai poate influenta si coeficientul de
dilatare liniara a otelurilor , micsorandu -l odata cu cresterea continutului de crom, acest lucru il
putem observa si in fig. 6.

15

Fig.6 Variatia coeficientului de dilatare liniara intre 0 -200șC a otelurilor cu 0,1%C .[47]

Efectele produse de crom asupra diferitelor proprietati ale otelurilor, putem observa ca unele
sunt favorabile, iar altele sunt defavorabile asupra comportarii la sudare . Insa de obicei se poate
afirma ca cromul afecteaza comportarea la sudare a otelurilor, dar trebuie sa mentionam ca in
oteluri mai exista in cele mai multe cazuri si alte elemente de aliere.
Cromul este un element de baza care intra in compozitia materialelor cu destinatie speciala.
1.3.3. Nichelul
Este un alt element utilizat frecvent in alierea otelurilor. Prin aceasta aliere cu nichel se pot
obtin e oteluri cu proprietati mecanice extraordinare .
Nichelul se poate dizolva in orice proportii in f erita si in austenita, nu poate form a carburi si
poate favoriza descompunerea cementitei, acesta fiind un element gamagen si grafitizant. Nichelul
poate coboara temperatura de formare a eutectoidului cu 1011 K, pentru fiecare procent de Ni. In
functie de c oncentratia Ni in oteluri, ele pot avea o structura perlitica (P), martensitica (M),
austenitica (A), dupa cum putem observa si in fig. 7.

Fig.7 Diagrama structurala a otelurilor aliate cu nichel [47]
Viteza de racire a aliajului respectiv poate influenta obtinerea structurilor indicate in aceasta
diagrama. Otelurile perlitice au o alungire si o rezilienta foarte de mare si o rezistenta la rupere
foarte mare . Otelurile martensitice au o rezistenta la rupere si limita de elasticitate mari, dar o
alungirea mica. Din acest motiv s unt fragile si greu de prelucrat . Otelurile austenitice au o limita de
elasticitate si rezistenta la rupere mai coborate, dar alungire a si rezilienta au valori mari.
Prin asocierea nichelului in otelurile cu Cr, W, Mo, se pot obtin e proprietati mecanice net
superioare.Un ul din putinele dezavantaje ale nichelului constau in cost ul destul de ridicat dar si

16
unele dificultati pe care le poate crea in cazul temperaturilor inalte de exploatare .De obicei nichelul
poate compensa efectele defavorabile ale cromului, care il insoteste de foarte multe ori in
oteluri. Nichelul are un efect important asupra p roprietatilor mecanice ale otelurilor marindu -i
considerabil rez ilienta si tenacitatea . Acest efect se poate manifesta cel mai inten s la temperaturi
normale (293 K), sau la temperaturi mici si se diminueaza la temperaturi mari.In cazul in care
continutul de sulf este mare (mai mare de 0,03% S), nichelul poate sa influent eze negativ
tenacitatea la cald. La temperaturi ridicate de 918 K, rezilienta otelului poate sa coboare brusc, d in
cauza topirii eutecticului pe care il formeaza nichelul cu sulful la granita cristalelor.O alta cauza a
scaderii rezilientei in cazul alierii cu nichel, o poate constitui solubilitatea marita a hid rogenului in
nichel .Aceasta se manifesta mai cu seama cand se sudeaza cu electrozi inveliti, sau cand se sudeaza
automa t sub flux, la care sarma contine nichel, iar invelisul (fluxul) are umiditate ridicata.Nichelul
poate mari calibilitatea (fig .8.), si poate micsora temperatura .Dar acest efect este maxim atunci
cand o telul mai contine si 0,1 -0,4% V. Daca continutul de Ni creste , scade si valoarea
temperaturilor critice de transformare, asa cum se observa si in fig. 8.Din aceasta cauza duritatea
oteluril or aliate cu nichel poate sa se micsoreze brusc, doar daca sunt incalzite peste 773 – 823 K.

Fig.8 Influenta nichelului asupra temperaturilor critice de transformare A 1 A3 ale aliajelor Fe –
Ni[47]
Alt efect care este caracteristic nichelului este micsorarea conductivitatii termice a otelului,
manifestandu -se la cresterea continutului de nichel cu pana la 40% Ni, asa cum se observa si in fig.
9.

Fig.9 Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor nichel [47]
Alt efect deosebit de favorabil al nichelului asupra otelurilor il constituie diminuarea
coeficientului de dilatare liniara, crescand in acelasi timp continutului de nichel cu pana la 35,5% Ni
(aliaj invar), asa cum se observa in fig. 10. Aliajul cu 46% Ni (platinita), poate avea acelasi
coeficient de dilatare ca al sticlei .

17

Fig.10 Variatia coeficientului de dilatare liniara a otelurilor niche l[47]

Avand in vedere ca nichelul are un cost foarte ridicat s-au elaborat marci de oteluri la care
nichelul se poate inlocui cu diferite continuturi de Mn si de N, reusind sa se obtina p roprietati
asemanatoare otelurilor cu nichel, dar care sunt de neegalat .
1.3.4. Manganul
Este unul din ele mentele de aliere ieftin e, care se poate utiliz a in oteluri avand efecte
asemanatoare cu ale nichelului, dar fara a obtine acelasi performante .Manganul poate mari
calibilitatea otelurilor , asemanatoare cu cele cu crom si poate temperatura de incepere a
transformarii martensitice, si ajutand la favorizarea aparit iei austenitei rez iduale in cazul racirilor
imediate. Atunci cand se aliaza un otel cu mangan se produce o micsorare a valorilor temperaturilor
critice de transformare, asa cum rezulta in fig. 11.

Fig.1 1 Influenta manganului asupra temperaturilor critice de transformare A 1, A3 ale aliajelor Fe –
Mn [47]
Dupa cum putem vedea stabilitatea termica a acestor oteluri cu mangan este destul de
redusa, otelul calit isi r educandu -si astfel duritatea la tempera turi mici , fata de cele ale otelurilor
similare, care nu sunt aliate cu mangan.
Otelurile care sunt aliate cu mangan pot fi perlitice (P), martensitice (M), austenitice (A), in
functie de c ontinutul de elemente de aliere, asa cum se observa in figura 12

18

Fig.12 Diagrama structurala a otelurilor aliate cu Mn [47]
Din grupa otelurilor austenitice ecruisabile, o utilizare practica o au numai otelurile din zona
II, iar cele din campul I pot deveni martensitice, iar cele din campul III contin carburi, si sunt
fragile.Aceste oteluri pot fi sudate doar cu electrozi care au o compozitie chimica asemanatoare.
Otelurile perlitice aliate cu mangan au o permeabilitate mediocra din punct de vedere magnetic, iar
rezistivitatea este mare . Manganul trebuie evitat din tabl a pentru tole de transformatoare, dar el
poate sa fie adaugat in piesele susceptibile de a avea pierderi prin curenti Foucault.Variatia
coeficientului de dilatare liniara a otelurilor mangan o putem observa in fig. 13. Din aceasta figura
putem observa ca, la un continut ridicat de mangan creste si coeficientul de dilatare lineara, deci
cresc si tensiunile interne, c e apar in timpul sudarii acestor oteluri aliate cu mangan .

Fig.13 Variatia coeficientului de dilatare liniara a otelurilor mangan in stare recoapta, pentru
diferite intervale de temperatura [47]

Fig.14 Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor mangan [47]
Din punct de vedere al conductivitat ii termice a otelurilor care contin mangan, se poate
remarca o scadere a ei, odata cu cresterea continutului de mangan, asa cum se observa si in fig. 14.
Daca se reduce conductivitat ea termic a a otelurilor cu mangan ar trebui sa conduca la o micsorare a
marimii zonei influentate termic, dar trebuie sa tinem cont de coborarea punctelor critice de
transformare de catre Mn, rezulta nd o zona influentata termic mai mare la aceste oteluri.T inand cont
de sensibilitatea la supraincalzire a otelurilor mangan, putem afirma ca la cresterea continutului de
mangan , comportarea la sudare se poate inrautati.

19
1.3.5. Siliciul
Un alt element utilizat la alierea otelurilor este Siliciul , acesta are proprietati speciale,
datorita efectului favorabil pe care il are asupra acestor proprietati . Siliciul se poate dizolva complet
in solutia solida in diferite proportii, fara sa form eze carburi. In acest fel creste rezistenta la rupere a
otelului, creste rezistenta la curgere dar si duritatea la cald. In figurile 15 si 16 putem observa
variatiile duritatii la cald ale unor oteluri cu un continut de 0,4% C, calite si revenite la diverse
temperaturi, iar in fig. 1 7 este prezentata variatia rezistentei la rupere a otelului cu un continut de
0,14 – 0,26% C normalizat, in functie de continutul de siliciu.

Fig.15 Influenta siliciului asupra duritatii unor oteluri avand 0,4%C [47]

Fig.16 Influenta siliciului asupra durificarii prin precipitare a otelului cu titan calit in apa de la
1273K [47]

Fig.17 Influenta siliciului asupra rezistentei la rupere a otelului cu 0,14 -0,26%C normalizat [47]
Asa cum am mai observat , siliciul nu poate forma carburi in otel, dar poate avea ef ecte
favorabil e asupra formei carburilor, a celorlalte elemente dar si asupra co mportarii acestora la
incalzire.C arburile din otelurile aliate cu siliciu au tendinta de a se globuliza si de a se dizolva mai
greu in solutia solida in timpul incalzirii. Siliciul poate prezenta o tendinta de descompuner e a
cementitei in Fe si grafit. Siliciul mai poate sa form eze cu fierul si compusi intermetalici de forma
FeSi . Aveand in vedere ca siliciul mareste valoarea temperaturilor critice de transformare A 1 – A3
cu aproximativ 50 K daca avem o crestere de 1% Si, asa cum se poate observa in fig. 1 8, putem
observa ca otelurile aliate cu siliciu au o stabilitate termica buna. Atunci cand se afla in prezenta
oxizilor , otelul cu siliciu poate forma oxisilicati (FeO) 2SiO 2; (MnO)SiO 2; 3Al 2O3 (2SiO 2, etc., iar
acestia pot ramane in otel sub forma de incl uziuni nemetalice.

20

Fig.18 Influenta siliciului asupra punctelor de transformare ale otelurilor [47]
Siliciul poate sa mareasca calibilitatea otelurilor si poate impiedica descompunerea
martensitei la incalzire [9], dar poate sa favorize ze decarburarea otelului atunci cand atmosfera este
oxidanta. Siliciului poate sa influenteze asupra reziliente i otelurilor fiind nefavorabila valoarea
critica a concentratiei siliciului peste care poate creste brusc fragilitatea, aceasta fiind discutabila.
Daca otelurile cu Siliciu contin si crom si mangan si daca mai sunt si revenite la temperaturi
cuprinse intre 573 si 773 K , acestea pot sa duca la s caderea tenacitatii otelurilor.
Chiar daca siliciul produce o buna dezoxidare a metalului topit, otelurile siliciu care au un
continut si de vanadiu, are dificultati la sudare d in cauza favorizarii fisurarii intercristaline,
provocata de formarea unor pelicule usor fuzibile, situate la granita cristalelor.
Siliciul mai poate avea o alta influenta nefavorabila asupra comportarii la sudare a otelurilor
aliate deoarece favorizeaza aparitia cristalelor columnare mari in ba ia metalica.

1.3.6. M olibdenul, Vanadiul si Wolframul
Molibdenul, vanadiul si wolframul sunt elemente de aliere care dupce ce sunt adaugate in otelurile
aliate ele favorizeaza o imbunatatire considerabila a proprietatilor acestora si permite sa fie
utilizate in conditii foarte severe.
Din cauza afinitatii mari pentru carbon, elemente le dau carburi greu fuzibile si cu
solubilitate scazuta . Ele pot micsora sensibilitatea la supraincalzire si cresc rezistenta la cald a
otelurilor, datorita efectului mecanic al carburilor de la limita cristalelor. Tot aceste elemente de
aliere cresc stabilitatea termica a otelurilor datorita efectului favorabil pe care il manifesta asupra
punctelor critice de transformare (fig. 19).
Carburile care se disperseaza cel mai fin sunt carburile de molibd en si de vanadiu.In schimb
cele de wolfram, au o tendinta de crestere, odata cu cresterea continutului de wolfram, mai exact
daca otelul este aliat si cu o cantitate de nichel mai mare de 0,7%.

21

Fig.1 9 Influenta wolframului si molibdenului asupra temperaturilor critice de transfor mare ale
otelurilor [47]
Carburile acestor elemente pot avea forma simpla, Me mCn, dintre care se pot aminti: Mo 2C,
VC, V 4C3, WC, W 2C, sau complexe de forma Fe mMe nCp, dintre care cele mai frecvente sunt:
Fe2Mo 2C, Fe3W3C, Fe 2W4C, Fe 4W2C, Fe 21W2C6, Fe3Mo 3C, Fe3MoC, Fe 2W2C, sau multiplu
complexe, si anume : Fe(MoW) 3C, (FeCrWV) 6C, (FeCr) 4,7W1,3C . Anumite carburi amintite mai sus
pot fi solubile in austenita, iar altele poat avea o solubilitate redusa , de exemplu: Mo 2C, W 2C, WC, .
Punerea in evidenta si determinarea carburilor retelei cristaline si a compozitiei chimice
poate fi efectuata prin mai multe metode, iar una dintre care cele mai utilizate sunt: at acul cu
reactivi metalografici, analiza cu raze X, separarea electrolitica si anali za cu microsonda electronica
Mai exista si o alta forma sub care se pot gasi aceste elemente chimice in oteluri, si anume
nitrurile. Deci daca vanadiul se alfa in prezenta azotului acesta formeaza nitrura de vanadiu VN, un
compus chimic care confera otelurilor fragilitat e si micsoreaza tenacitatea otelurilor. Acest a poate
sa apara la sudarea otelurilor cu vanadiu din cauza azotului atmosferic , care poate patrunde in baia
metalica.
O alta influenta a acestor elemente o au asupra calibilitatii, deoarece la adaosuri reduse de de
molibden (0,2 – 0,4% Mo), calibilitatea este puternic marita.In schimb vanadiul o micsoreaza intr -o
anumita masura, iar wolframul o micsoreaza intens, mai exact la otelurile cu un continut de carbon
redus. Acest fenomen de reducere a calibilitatii se explica prin formarea carburilor si reducerea
continutul ui de carbon din martensita . Ca sa putem sa inlaturam acest efect in otelurile aliate se
adauga alte elemente de aliere c e pot favoriza calibilitatea cum ar fi cromul, molibdenul, nichelul,
manganul, etc.
Vanadiul a re o afinitate mai mare pentru carbon , decat molibdenul si wolframul, si poate
forma mult mai usor carburi si favorizeaza dizolvarea molibdenului si wolframului in sol utia solida
ceea ce produce o durificare prin dispersie (P.H.). Chiar si in cantitati reduce(0.05%) elimina
transcristalizarea si structura Widmänstatten.
Molibdenul si vanadiul poate sa inlatur e fragilitatea de revenire, la fel ca si n cazul otelurilor
aliate cu crom.
Molibdenul impreuna cu wolframul si insotite de siliciu, poate favoriza decarburarea

22
otelurilor incalzite in mediu oxidant. La concentratii mai mari de 0,8% W si 0,5% Si [9] acest efect
incepe sa se manifeste mai intens .
Odata cu marirea continutului de wolfram, molibden si vanadiu, rezistenta la curgere la cald
si duritatea otelurilor cresc asa cum putem observa in fig. 20 .

Fig.20 Influenta wolframului, molibdenului si vanadiului, asupra rezistentei de curgere la cald R c
si a duritatii otelurilor [47]
In aceste diagrame putem observa ca efectele favorabile asupra rezistentei de curgere la cald
si asupra duritatii datorita cantitatil or pana la 8 – 9% W, 2 – 2,5% Mo si 0,8 – 1,0% V. Aceste
elemente de aliere influenteaza in mod diferit r ezilienta, respectiv tenacitatea .Molibdenul in
concentratii mai mici de 0,15 – 0,25% mareste usor rezilienta, iar in concentratii mai mari o
marest c intens rezilienta (pentru C≤0,3%).
In schimb wolframul si vanadiul micsoreaza rezilienta. Rezilienta scade din cauza
continutului mare de vanadiu datorita fragilitatii create de nitrurile de vanadiu si de carbo -sulfurile
de vanadiu .Acestea devin t ot mai mar i si slabesc leg atura dintre cristale . In otelurile cu vanadiu apar
foarte des mai ales daca nu sunt bine desuflurate , sau daca in baia metalica de sudare patrunde azot
provenind din atmosfera .Azotul mai poate sa patrunda si din feroaliajele impurificate la elaborare
cu azot (in special ferocromul). In cazul sudarii otelurilor cu vanadiu fr agilitatea este mai
accentuata , daca acestea contin mult carbon, asa cum putem observa si in fig. 21 .

Fig.21 Influenta vanadiului asupra fra gilitatii otelurilor sudate [47]
Rezilientele otelurilor cu wolfram sunt scazute datorita carburilor de wolfram c u dimensiuni
mai mari decat carburile de vanadiu, sau de molibden. Carburile de wolfram sunt dispuse la limita
cristalelor, si pot provoca o crestere a fragilitatii. Otelurile cu 8% W au o rezilienta scazuta nu doar
dupa calire, ci si dupa o revenire inalta, scazandu -i duritatea pana la valoarea de 45 HRC .
Din cauza scaderii conductivitatii termice a otelurilor aliate cu molibden, wolfram sau
vanadiu, asa cum putem observa in fig. 22 , zona care este influentata termic, la sudarea acestor

23
oteluri, se va observa o reducere considerabil a si o transformare mai putin intensa, d in cauza
cresterii stabilitatii termice. Pericolul de fisurare a ac estor oteluri, in cazul racirilor rapide,creste
datorita coeficientilor de conductivitate termica cu valori scazute.

Fig.22 Variatia coeficientului de conductivitate termica a otelurilor in funct ie de continutul de
elemente [47]
Atunci cand se micsoreaza conti nutul de carbon sub 0,3 – 0,4%.,o telurile cu wolfram isi
maresc rezilienta precum si rezistenta la uzura la cald. Acest fenomen se explica datorita reducerii
cantitatii carburilor mari de wolfram si favorizarea dizolvarii wolframului in solutie solida, pe care
implicit o durifica.
Daca avem un continut de crom peste 2%, din nou putem mari rezilient a otelurilor cu
wolfram ,dar putem intampina si dificultati d atorita formarii segregatiilor de carburi, mai exact in
cazul pieselor cu sectiuni mari.
Ca sa putem favoriza formarea carburilor fine si marirea rezistentei la oboseala termica
putem inlocui wolframu l din unele oteluri cu molibden in proportie de 2:1. In aceleasi conditii de
rezistenta la rupere o telurile care contin molibden au o rezistenta la oboseala termica mai mare
decat otelurile cu w olfram.Chiar si asa wolframul este un element de aliere important folosit
frecvent la alierea otelurilor care urmeaza a fi folositein conditiigrele si foarte grele (matrite pentru
prelucrari la cald, scule de aschiere cu regim intensiv de exploatare, etc.).
1.3.7. Titanul
Un alt element de aliere este titanul.Acesta se adauga in unele oteluri, pentru a finisa
cristalel e si pentru a micsora fragilitatea de revenire . Daca otelurile cu titan sunt supuse sudurii ,
provocand fragilitatea datorita formarii nitru rilor (TiN) si a oxizilor (TiO2), si mareste cantitatea de
hidrogen care este dizolvata in metal.Titanul poate sa mar easca rezistenta si duritatea otelurilor,
deoarece acesta finiseaza cristalele si disperseaza fin carburile, ajutand la formarea carbur ilor de tip
TiC si micsoreaza sensibilitatea la supraincalzire.
1.3.8. Cobaltul
Un alt element de aliere este c obaltul .Acesta este folosit l a temperaturi ridicate, datorita
favorizarii precipitarii anumitor compusi greu solubili si fin dispersati, acestia m arind duritatea dar
si stabilitatea termica. Cobaltul nu formeaza carburi si are un efect deosebit in obtinerea car burilor ,
sau unor compusi intermetalici dar al altor elemente de aliere (Mo, Cr, W, Ti, etc.). De exemplu

24
daca oteluril e sunt aliate cu Mo si Ni, cobaltul poate produce o durificare prin precipitare dispersa
(P.H.), in urma dizolvarii acestuia in solutia solida. Cea mai mare eficienta o are in jurul
temperaturilor de 823 K ,marind intens stabilitatea termica si rezistenta la uzura la cald a aliajului. In
fig.23 putem observa in fluenta cobaltului asupra curbelor de transformare izoterma a austenit ei .

Fig.23 Influenta cobaltului asupra transformarii izoterme a austenitei [47]
Dupa cum putem observa curbele se deplaseaza spre stanga si in sus. Acest fenomen ajuta la
micsorarea calibilitatii si ii confera un efect favorabil la comportamentul acestor oteluri la sudare,
acest lucru il putem observa in fig.24.

Fig.24 Evaluarea calibilitatii in functie de continutul de cobalt [47]
Un alt efect favorabil al cobaltului in oteluri este acela de a mari conductivitatea termica si
de a mari rezistenta la oxidare la cald, formand niste p elicule superficiale protectoare de oxizi, ca
cele produse de aluminiu.
1.3.9. Borul
Borul este un alt element de microaliere din oteluri dar care adaugat in proportii de 0,0005 –
0,003% intarzie transformarea perlitica, fara sa o deplaseze pe scara temperaturilor. In schimb b orul
nu influenteaza asupra punctului critic Ms, dar acesta ajuta la marirea calibilitat ii, opunandu -se
asupra formarii constituentilor moi in timpul tratamentului de calire si poate miscora
susceptib ilitatea la fisurare. Acesta actiune se manifesta doar pentru oteluri cu un continut mai mic
de 0,7% C dar si in cazul racirilor rapide, dar in urma tratamentului de recoacerea aceasta este nula .
In schimb o mentinere mai indelungata la temperatura 1373 K poate provoaca distrugerea efectului
borului asupra calibilitatii otelului .Otelurile care sunt aliate cu bor pot fi utilizate la fabricarea

25
angrenajelor si pinioanelor cementate, a buloanelor, arcurilor si arborilor, acets ajund foarte mult la
imbunatatirea caracteristicilor mecan ice ale miezului piesei.Borul poae sa dea compusi foarte fin
dispersati dar doar impreuna cu siliciul, aluminiul, titanul, vanadiul, calciul, manganul sau azotul,
ajjuntand la durificarea solutiei solide datorita precipitarilor disperse secundare (P.H.).
Pentru a elimina coroziunea intercristalina si pentru a obtine o rezistenta mecanica suficient de bune
,se poate reduce continutul de carbon din otelurile refractare si termorezistente deoarece borul
perm ite durificari ale otelurilor chiar in cazul cantitatilor reduse de carbon.
1.3.10. Azotul
Un alt element este azotul .Acesta este element insotitor si uneori chiar element de aliere in
oteluri. In functie de proc esul de elaborare, otelul contine de obicei cantitati de 0,10,3% N. La
temperatura de 813 K (540 șC) f erita poate dizolva maxim 0,1% N, dar in momentul in care se
raceste lent are loc o precipitare a compusului Fe 4N de forma aciculara ( acest fenomen este
favorizat de raciri lente sau de mentineri indelungate in intervalul 523…473K ). Prin acest procedeu
in ferita mai ramane dizolvata la temperatura camerei doar o cantitate de 10-5% N. Insa d aca ferita
este racita cu viteze mari (chiar si la racire in aer), are loc o mentinere a azotului in solutia solida
(ferita este suprasaturata in azot) .O deformare plastic a la rece si o incalzire intr-un interval de
temperatura 473 – 573 K poate sa favorizeze aparitia nitrurilor din ferita suprasaturat a, acesta
reusind sa produca fragilitatea de imbatranire a otelurilor Otelurile cele mai afectate de imbatranire
sunt otelurile cu carbonul mic(de ex.tabla e cazane) .Concentratia azotului din oteluri poate fi
influentata in afara procesului de elaborare dar si de gradul de aliere cu anumite elemente. Asa
putem cunoaste influenta anumitor elemente de aliere asupra cantitatilor de azot pe care le contin
otelurile . Acest lucru il putem observa in fig. 25, de unde r ezulta ca molibdenul, vanadiul, cromul si
alum iniul, poate favoriza o crestere a continutului de azot din otel, in schimb siliciul, manganul,
titanul si carbonul, il poate defavoriz a.

Fig.25 Influenta diferitelor elemente de aliere asupra continutului de azot din oteluri [47]
Cele mai frecvent nitruri intalnite in oteluri sunt : TiN, Cr 3N, Si 3N4, VN, ZrN, Mn 4N, Fe 2N,
Fe4N CrN, Cr 2N, iar dintre acestea cea mai daunatoare este VN aceasta intervenind asupra
tenacitatii otelurilor, mai exact daca acestea au un continut ridicat de carbon. Dinamica absorbtiei
azotului in spatiul arcului electric, are o foarte mare importanta p entru comportarea la sudare a
otelurilor .Unele elemente de aliere pot reduc e solubilitatea azotului in otelul lichid ,mai exact C, Si,

26
S, Co, Ni, Cu, Sn, Al, Ti. Alte e lemente de aliere favorizeaza pastrarea azotului in metalul solid dar
sub forma de nitruri ,mai exact Zr, Ti, Ce, La, Al, Ta, V, B, Nb. Putem observa ca aluminiul poate
detine ambele efecte mai ales ca el este un e lement ieftin, acesta fiind foarte des fo losit la
inlaturarea fragilitatii prin imbatranire a otelurilor , care a fost cauzata de azot.

1.3.11. Hidrogenul
Hidrogenul este si el un element doar insotitor de oteluri.Acesta care apare in urma
disocierii moleculelor de apa , care provin din umiditatea pe care o contin diferite le materiale
utilizate in procesul tehnologic de elaborare (fondanti, materiale refractare, feroaliaje, etc.).
Hidrogenul mai poate apare a chiar si in timpul sudarii, d atorita apei pe care o contin e
invelisul electr ozilor , ori din fluxuri, dar si din alte impuritati de pe materialele ce urmeaza a fi
sudate (rugina, vaselina, uleiuri, sau vopsele, etc.). In acelasi timp hidrogenul se poate dizolva si in
otelul solid, doar daca este incalzit intr -un mediu bogat in H 2 (sudarea cu hidrogen atomic etc.), ori
daca acesta este decapat in solutii c are nu au un continut de in hibitori ,ai acestui proces. Hidrogenul
poate produce efecte negative , de aceea acesta este un element nedorit (aparitia porilor,fulgilor de
hidrogen in otelul turnat, fisuri,etc) . In functie de temperatura h idrogenul poate avea o solubilitate
variabila ,iar la temperaturi la temperaturi mai mari de 1743 K prezinta o crestere pronuntata a
solubilitatii .In fig.26 putem observa cum este favorizata sau defa vorizata dizolvarea in oteluri de
unele elemente de aliere, a hidrogenului .In asa fel Ti, Ta, V, Nb, Cr, Mn, Ni, poate favoriza
dizolvarea hidrogenului in otelul lichid, iar Cu, Co, Sn, Ce, Al, Si, B, C, o poate defavoriz a.

Fig.26 Variatia solubilitatii hidrogenului in oteluri in functie de continutul de elemente de aliere
[47]
Hidrogenul atomic poate aveam o viteza de difuzie marita, permitandu -i in cazul racirilor
lente, sa iasa inclusiv din otelul solid. Hidrogenul se degajeaza brusc si isi maresc presiunea in cazul
racirii cu viteza marita a otelurilor . Hidrogenul atomic se recombina, si se formeaza hidrogen
molecular, acesta difuzand foarte greu. In aceste zone n oile cantitati de hidrogen , pot creea presiuni
atat de mari, incat pot face posibila aparitia unor f isuri microscopice, bineinteles urmate de o

27
crestere a fragilitatii otelului. O alta precizare care trebuie facuta este aceea ca nichelului favorizeaza
dizolvarea hid rogenului in oteluri. In acest mod s-a observat o marire a dispersiei rezultatelor
incercarilor mecanice de rezilienta, in momentul in care electrozii cu care otelurile au fost sudate,
au un continut nichel nefiind uscati inainte de utilizare.Daca in timpul proceselor de sudare intervin
cantitati bogate de hidrogen (sudarea in hidrogen atomic), apar si alte fenomene nedorite. Datorita
afinitatii mari dintre H 2 si C, pot sa se produc a decarburari ale otelului urmate de micsorarea
duritatii.In general efectul hidrogenului asupra otelurilor este nedorit, motiv pentru care se
recomanda evitarea surselor care duc la impurifica rea otelul ui cu acest gaz. In concluzie hidrogenul
in oteluri este un element nedorit, de aceea e ste recomandata si evitarea surselor ce pot impurifica
otelul cu acest gaz.

1.3.12. Oxigenul
Un alt element insotitor in oteluri este o xigenul care, conform diagramei de echilibru fier -oxigen, se
poate gasi sub forma de compusi: wustita, (FeO + O), magnet ita (Fe 3O4) si hematita (Fe 2O3). Dintre
cei trei compusi enumerati doar magnetita si hematita pot fi stabile pana la temperatura ambianta,
deoarece wustita se descompune sub temperatura de 833 K, in fier si in magnetita. In ferita se
gaeseste dizolvata o alta cantitate de oxigen (sub 0,05, si doar o parte este prinsa sub forma
incluziunilor oxidice. Incluziunile oxidice sunt grupate in urmatoarele clasa, dupa compozitia
chimica :
– Oxizi inferiori de ti p Me 2O si MeO (Al 2O, MgO, CaO, FeO, MaO, CrO, si mai rar TiO);
– Oxizi superiori de tip bioxid MeO 2 (SiO 2, TiO 2 si ZrO 2), corindon (Al 2O3, Fe 2O3, Cr 2O3);
– Oxizi complecsi de tip Spinelilor AO·B 2O3, unde A este Ca, Fe+2, Mg si Mn, iar B este Al, Cr si
Fe+3 (FeO·Fe 2O3; MgO·Al 2O3; MnO·Al 2O3; FeO·Cr 2O3; (FeMg)O·(Cr, Al) 2O3);
– Oxizi complecsi de tip aluminatil (CaO·Al 2O3), feriti (Fe 2O3·CaO), titanati (CaO·TiO 2;
Al2O3·TiO 2) si de tipul sistemelor pseudoternare AO – SiO 2 – BO 3 unde A si B au pot sa aiba
aceeasi semnificatie preze ntata anterior(CaO·FeO·SiO 2; CaO·MgO·SiO 2; CaO·MnO·SiO 2).
O pare din acesti compusi se pot gasi in pulberi de feroaliaje ce se utilizeaza la elaborarea
fluxurilor, sau invelisurilor electrozilor, acestea putandu -se forma in timpul sudarii .
In general acesti compusi pot sa reduca rezistenta mecanica a otelurilor asa cum se poate observa si
in fig. 27 acestia inrautatind rezistenta si tenacitatea otelului.

28

Fig.27 Influenta continutului de oxigen asupra proprietatilor mecanice ale otelului cu putin
carbon [47]
1.3.13. Sulful si Fosforul
Impuritatile nelipsite care se regasesc in oteluri sunt s ulful si fosforul chiar daca ele se
gasesc in cantitati foarte reduse in masa otelurilor (0,010,08%) provocand foarte multe
inconveniente. Impreuna cu fierul fosforul formeaza doi compusi chimici Fe 3P si Fe 2P. Fe 3P cu
fierul un eutectic (10,2% P) cu temperatura de solidificare de 1323 K (1050 șC).Fosforul este un
element alfagen si acesta se dizolva in ferita pana la o concentratie de 2,6%, dar are si un coeficient
de difuzie mai mic decat carbonul acesta favorizand segregatia. Un efect al fosforului in oteluri este
structura in benzi aparuta in otelurie laminate . Locurile cu un continut bogat in fosfor sunt feritice,
si carbonul este mult mai abundent in locurile cu o concentratie mult mai redusa de fosfor. Din
cauza deformarii plastice se poate forma o orientare sub forma de zone suprapuse feritice si
perlitice, fiind cunoscuta sub denumirea de structura in benzi.Ferita care este aliata cu f osfor au o
duritate mai mare, si anume o fragilitate mult mai ridicata, iar zonele care sunt mai bogate in carbon
ale structurii in benzi si au o durificare in ZIT mult mai pronuntata. Acest fenomen poate inrauntati
comportarea la sudare a otelurilor cu structura i n benzi, chiar daca continutul de carbon are o
valoare relativ mica.Daca continutul de carbon este redus (pana la 0,17%), fosforul poate sa
influenteze neglijabi l asupra comportarii la sudare a otelurilor. In anumite situatii oteluri le au in
compozitie ada ugate inten tionat fospof si sulf dar cu conditia ca P + C =0,25% . In cazul in care
aceste oteluri contin si alte elemente (Cu sau Cr) pot sa aibao rezistenta buna la coroziune
atmosferica (oteluri patinabile).
In general otelul trebuie sa contina fosfor in cantitati mai mici de 0,03 -0,06% deoinzand de
imprejurari , pentru a nu se produce fragili tatea la rece a otelului asa cum putem observa si in
fig.28.

29

Fig.28 Influenta fosforului asupra proprietatilor mecanice ale otelurilor carbon [47]
In schimb sulful, practic nu se dizolva in ferita, iar in austenita poate fi solubil doar in
proportie de 0,025%. Acest formeaza cu fierul compusii chimici FeS si FeS 2, care pot sa dea
eutectici cu temperaturi mici de solidificare, asezati la marginea cristalelor, aecstia provocand o
fragilitate pronuntata la temperatura de 1273 K, denumita si “fragilitate la cald”. Daca se creste
procentul de mangan din otel uri se favorizata formarea sulfurii de ma ngan MnS, in defavoarea
sulfurii de fier. In acest mod este favorabila si otelul este mai putin supus fragilitatii la cald. Tot din
acest motiv creste si r ezistenta otelului odata cu cresterea raportului Mn / S asa cum se observa si
in fig. 29

Fig.29 Influenta sulfului si a raportului Mn/S asupra proprietatilor mecanice ale otelurilor
carbon [47]
In aceasta figura putem observa cum sulful poate are posibilitatea sa diminueze si
tenacitatea la o temperatura ambianta a otelurilor. In mod obisnuit otelurile trebuie sa aiba un
contin ut de sulf mai mi c de 0,03%, dar si in cest fel este bine sa se cunoasca repartitia sulfurilor,
acestea putand fi grupate in anumite parti ale unei piese datorita segregatiei. Aceasta segregatie de
sulf pot fi susceptibile la sudare, d in cauza fragilitatii la cald. Pentru a pune in evidenta r epartitia
sulfurilor in oteluri se va efectua prin metoda amprentei de sulfs anume proba Baumann (cu hartie
fotografica).In cazul turnarii otelurilor cu proprietati su perioare este foarte important sa se reduca
la minim continutul de sulf, si fosfor, deoarece aceste elemente chiar in cantitati mici pot sa
influenteze negativ tenacitatea otelurilor.

30
1.4. CUM POT INFLUENTA ELEMENTEL E DE ALIERE ASUPRA PROPRIET ATILOR
SI SUDABILIT ATII OTELURILOR

Carbonul poate sa mareasca limita de curgere, rezisten ta de rupere si duritatea; si poate micsora
alungirea si rezilien ta. Daca acesta se gaseste in otel in cantitate prea mare, poate influen ta negativ
sudabilitatea acesta putand duce la apari tia de fisuri.
Manganul poate sa mareasca limita de curgere, rezisten ta si rezilien ta si poate influenta pozitiv
plasticitatea si comportarea la sudare.
Siliciul este un bun dezoxidant a acesta poate sa mareasca rezisten ta otelurilor fa ta de oxidare. In
otel, raportul dintre siliciu si mangan de 1,2 si poate influenta pozitiv tenacitatea si rezisten ta la
fisurare. Acesta are proprietati similare cu ale manganului.
Sulful este o impuritate in otel , acesta fiind limitat la 0,03 -0,05%, el putand influenta sudabilitatea
si provoca fragilitatea la cald a o telurilor.
Fosforul are si el acelea si dezavantaje ca si sulful , el putand sa provoace fragilitatea la rece a
otelurilor.
Cromul poate sa mareasca rezisten ta la rupere, duritatea,rezisten ta la coroziune atmosferic a si acizi;
impreun a cu carbonul acesta poate sa micsoreze plasticitatea si rezisten ta la coroziune; si sa reduca
sudabilitatea.
Nichelul poate sa mareasca rezisten ta la rupere, limita de curgere, rezisten ta la coroziune
atmosferi ca sianumiti acizi, plasticitatea. Poate sa influenteze pozitiv sudabilitatea.
Molibdenul adaugat in cantit ati mici poate mari duritatea, rezisten ta la rupere, limita de curgere,
alungirea, rezisten ta la coroziune chiar si la temperaturi mari. Adaugat in cantitate redusa, nu
influen teaza negativ sudabilitatea.
Cuprul isi poate mari duritatea, limita de curgere, rezisten ta la rupere. Un continut de Cu de p âna la
0,5% poate sa mareasca plasticitatea si nu poate influen ta negativ sudabilitatea.
Vanadiul poate sa imbun atateasca caracteristicile mecanice ale o telului chiar daca este adaugat in
cantitate redus a si nu influen teaza negativ sudabilitatea.
Wolframul poate forma carburi dure si poate influenta negativ sudabilitatea.
Aluminiul poate sa influenteze p ozitiv propriet atile o telurilor chiar si la un continut de pâna la
0,15% dar si comportarea la sudare.
Din cauza si celel orllalte elemente con tinute in otel care influen teaza sudabilitatea, pentru a putea
aprecia sudabilit atea unui o tel trebuie sa tinem co nt de „carbonul echivalent“ ce ne arata cum poate
influenta elementel e de aliere asupra sudabilit atii otelului in compara tie cu carbonul (S, P, Cr, Mo,
Mn, Cu, Ni).

31
1.5. INFLUENTA ELEMENTELOR DE ALIERE ASUPRA PUNCTELOR CRITICE LA
INCALZIRE
Elementele care fac parte din grupa nichelului poate cobori A iar cele lalte care apartin
grupei cromului il ridica. O actiune asemanatoare poate sa exercita elementele de aliere si asupra
punctului A . O foarte mare influenta se poate manifesta asupra elementel or de aliere asupra
concentratiei la care gasim anumite puncte critice. Toate elementele de aliere pot sa se deplaseze
punct ul S al diagramei de echilibru catre concentratii mai mici , in asa fel incat se micsoreaza
continutul in carbon al perlitei O alta influ enta asemanatoare pot manifesta elementele de aliere si la
pozit ia punctului E al diagramei Fe -C ; la un continut mare in elementele de aliere punctul E este
atat de puternic deplasat spre stanga incat se poate form a ledeburita chiar daca avem un continut de
citeva zecimi de procente de carbon.
1.6. INFLUENTA ELEMENTELOR DE ALIERE ASUPRA CRESTERII GRAUNTELUI
DE AUSTENITA LA INCALZIRE
In afara de mangan t oate celelalte elementele de aliere pot sa micsore ze tendinta de crestere
la incalzire, a grauntelui de austenita cea mai puternic influenta aceasta manifestand elementele care
formeaza carburi ; daca carburile se dizolva la o temperatura mai ridicata atunci grauntele de
austenita creste mai putin .

1.7. INF LUENTA ELEMENTELOR DE ALIERE ASUPRA TRANSFORMARII
AUSTENITEI LA RACIRE SI ASUPRA CALIBILITATII
Cu exceptia cobaltului e lementele de aliere pot modifica puternic modul de transformare al
austenitei la racire deplasand curbele in C la dreapta si in jos ajutand la marirea calibilitatii .
Elementele de aliere formeaza la racire carburi in afara de deplasarea curbelor in C la dreapta si in
jos ele pot separa si domeniul de transformare perlitic de cel bainitic. Influente le elementelor de
aliere se prod uc doar daca elementele de aliere sunt uniform e si bine dizolvat e in austenita.
1.8. INFLUENTA ELEMENTELOR DE ALIERE ASUPRA PUNCTELOR DE INCEPUT
SI DE SFIRSIT DE TRANSFORMARE MARTENSITICA SI ASUPRA PROPORTIEI DE
AUSTENITA REZIDUALA
Cu mici exceptii (Co si Ai ) elementcle de aliere, pot sa coboar e temperaturile M si M , si
pot sa mareasca proportia de austenita reziduala. Elementelor de aliere pot influenta punctul M si
procentul de austenita reziduala pentru un o tel cu un continut de 1 C .

32
1.9. INFLUENTA ELEMENTELOR DE ALIERE ASUPRA TRANSFORMARILOR LA
REVENIRE
In procesul de revenire a martensitei aliate se pot produc e aceleasi transformari ca la
revenirea martensitei din otelurile nealiate dar se formeaza c arburi ale elementelor de aliere sau
cementita a liata fiind necesara o insemnata difuzie a elementelor de aliere. D atorita vitez ei de
difuzie a elementelor de aliere este mica, aparitia lor poate sa micsoreze si viteza de difuzie a
carbonului, elementele de aliere pot sa influenteze puternic toate proce sele de la revenire acestea
bazandu -se pe difuzie. Elementele de aliere nu influenteaza primul s tadiu al descompunerii
martensitice dar al doilea stadiu al proces ului poate sa influenteze puternic , viteza cu care se
produce descompunerea martensitei iar precipitarea carburilor poate sa fie mult mai incetinita de
elementele de aliere. In concluzie e lementele de aliere pot sa mareasca stabilitatea martensitei,
martensita din otelurile aliate este stabila pana la temperaturi mai mari decit martensita otelur ilor
carbon. Siliciul si elementele care formeaza carburi cromul, molibdenul, woltramul etc. , au c ea mai
puternica influenta la descompuner e martensitei si precipitarii carburilor o poate manifesta nichelul
si manganul acestea exercita ndo influenta mai pu tin importanta asupra celui de -al doilea stadiu al
descompun erii martensitei. A doua transformare de la revenire, descompunerea austenitei reziduale,
este si ea influentata aparitita elementelor de aliere. Ea poate sa micsore ze viteza de transformare a
austenitei reziduale si poate sa ridice te mperatura la care aceasta transformare are loc ; o influenta
foarte mare in aceasta directie o poate manifesta manganul, cromul si siliciul.
O influenta foarte puternica manifesta elementele de aliere asupra coalescentei carburilor (a
patra transformare la revenire). Pentru a frana puternic cresterea particuleleor de carburi se
micsorteaza viteza de difuxie a carbonului . Siliciul si elementele ce formeaza carburi (cromul ,
vanadiul. molibdenul, wolframul )pot frana foarte puternic coalescenta carburilor. Deci in concluzie
dupa revenire la aceeasi temperatura dispersia carburilor in otelurile aliate aceste elemente este mult
mai inaintata (particulele de carburi pot fi mult mai fine ). Nichelul si cobaltul pot manifesta o mica
influenta asupra coalescentei carburilor. Putem considera procesul formarii carburilor la revenirea
otelurilor in cazul revenirii la temperaturi scazute, mai mici de 300°C, a unui otel aliat din cauza ca
la aceste de temperaturi viteza de difuzie a elementelor de aliere este foarte mica si se va forma o
carbura aliata cu acelasi continut in elemente de aliere ca si martensita din care acesta provine .
Fenomen ul se numeste durificare secundara si poate fi determinat de precipitarea carburilor
elementelor de aliere si de transformarea austenitei reziduale. Acest fenomen de durificare
secundara este foarte important la oteluril e de scule inalt aliate asa cum sunt otelurile rapide. In
aceste cazuri dupa calire poate sa rezulta o mare cantitate de austenita reziduala ; duritatea otelurilor
in aceasta stare se numeste duritate primara; La revenire are loc un proces de precipitare a unor
carburi foarte fin dispersate in masa de baza si austenita reziduala se poate transforma la racirea

33
dupa revenire in martensita. In concluzie se va produce durificarea secundara, acetasta duritate
creste si poate depasi duritatea otelului calit ; aceasta duritate obtinuta dupa revenire poarta
denimirea de duritate secundara.
1.10. PROPRIETATILE MECANICE ALE OTELURILOR ALIATE REVENITE.
FRAGILITATEA DE REVENIRE
Proprietatile mecanice ale otel urilor aliate calite si revenit e, pot diferi foarte mult de
proprietatile mecanice ale unui otel carbon cu acelasi continut in carbon, calit si revenit cu aceeasi
tempe ratura, otelul aliat prezinta o r ezistenta si tenacitate net superioare otelului carbon. Infl uenta
continutului in elemente de aliere la nivelul proprietatilor mecanice ale unui ot el cu un continut de
0,35 C, calit si revenit la temperatura de 200°C iar influenta elementelor de aliere la nivelul
proprietatilor mecanice ale unui o tel cu 0,4C calit si revenit la 650°C
Influenta temperaturii de revenire asupra proprietatilor mecanice ale otelurilor aliate poate fi
ilustrata prin diagr ame de variatie cu temperatura de revenire a proprietatilor mecanice.
Considerand un otel cu un continut de 0,26  C, 1,25  Cr ,Si 0,24 % Mo calit si revenit, variatia
proprietatilor mecanice impreuna cu temperatura de revenire . Incep and de la cca 200°C proprietatile
de rezistenta (Rezistenta la rupere Rm si limita de curgere Rc) incep sa scada continuu iar
proprietatile de plasticitate (alungirea la rupere A5 si g atuirea la rupere Z) incep sa creasca ,
scaderea rezistentei este foarte lenta in asa f el incat la temperaturi de revenire de ordinul 500 –
600°C otelul este suficient de rezistent. Fenomenul este numit fragilitate de revenire si este
caracteristic mai multor oteluri aliate. Mai mult , la nivelul unor oteluri aliate de construciii (oteluri
cu un contin de pana la 0,6% C) putem o serva chiar si doua intervale de fragilitate, primul in
domeniul de temperaturi este cuprins intre 250 – 400°C, iar al doilea intre 500 -650°C . Fragilitatea
din intervalul de temperatura 250 -400°C, este asa numita fragilit ate de revenire de ordinul int ai, ac
esta se poate produce la revenirea otelului la temperaturi ce sunt cuprinse in acest interval. Atunci
cand este produsa aceasta fragilitate nu mai poate sa fie eliminata . Din acest motiv ea se numeste
„fragilitate de neinlaturat „ sau „fragilitate ireversibila :. Pentru a putea evita acest tip de fragilitate
otelul calit nu trebuie sa fie revenit niciodata la aceste temperaturi.
Fragilitatea de revenire care este produsa la revenirca la temperaturi mai mari de 500 C, in
intervalul de temperaturi cuprins intr e 500-650°C, poarta denumirea de fragilitate de revenire de
ordinul doi. Un lucru caracteristic pe ntru aceast tip de fragilitate este faptul ca ea poate sa
apara, numai daca dupa revenire are loc o racire lenta a pie selor . La o racire rapida dupa revenire
tenacitatea nu se micsoreaza ci dimpotriva creste usor odata cu temperatura d e revenire insa
fragilitatea reapare doar daca dupa prima revenire se va aplica o a doua revenire la temperaturi
inalte urmata de o alta racire lenta. Din acest motiv aceasta fragilitate poarta denumirea de

34
fragilitate reversibila. La fel ca si la fragilitatea de revenire de primul ordin si la aceast tip de
fragilitate celelalte proprietati mecanice nu vor fi afectate. Fragilitatea de reven ire reversibila poate
fi intr-o oarecare masura caracteristica tuturor otelurilor aliate doarece ea nu se produce la otelurile
carbon. Trebuie sa sublini em faptul ca nu toate otelurile manifesta aceeasi inclinatie pentru aceast
tip de fragilitate ; la unele oteluri fragilitatea de revenire reversibila este neglijabila, iar la alte
oteluri ea este foarte accentuata. S-a ajuns la concluzia ca otelu rile de constructii., care sunt aliate
cu crom sau cu crom si nich el, cu un contin si c ca 0,001 P sunt foarte s ensibile la acets tip de
fragili tate .Daca se mai adauga pe langa acestea si crom si nichel si alte elemente de aliere in timp
ce unele, cum ar fi manganul poate sa accentue ze inclinarea otelului pentru fragilitatea de revenire in
schim c ce altele , cum ar fi molibdenul si wolframul, o poate micsora . In prezent se poate admite ca
fragilitatea de revenire de ordinul doi este provocata in cauza faptului ca la revenirea la temperatura
inalta formarea cementitei, saturarea ei in crom, mangan etc. si formarea carburilor elementelor de
aliere au loc cu viteze mult mai mari la granitele dintre graunti dec at in interiorul acestora . In
concluzie are loc saracirea in elemente de aliere a zonelor care sunt situate in vecinatatea limitelor
de graunte. La racir ea lenta dupa revenire ori la mentinerea in intervalul de temperaturi cuprinse
intre 500 -520°C, zonele care sunt sarace in elemente c e pot forma carburi se imbogatesc prin
difuzie in fosfor, deoarece la aceste temperaturi are loc difuzia negativa a fosforului c e poate face ca
zonele din vecinatatea limitelor de graunte, cu un continut redus in elemente de aliere, sa se
imbogateasca din ce in ce mai mult in fosfor in timp ce zonele situate in interiorul grauntilor, bogate
in elemente de ali ere, pot sa devina tot mai sarace in fosfor. Ca rezultat al imbogatirii in fosfor,
zonele situate in vecinatatea limitelor dintre graunti pot sa devin a fragile. O alta revenire la
temperaturi mai mari de 600 C ,urmata si de o racire cu viteza ridicata poate inlatur a fragilitatea,
deoarece o reincalzire la temperaturi mai mari de 600°C poate sa determin e o redistribuire a
fosforului in tot volumul de material. Molibdenul are o i nfluen ta favorabila in proportii p ana pe la
0,6 , care reuseste sa franeze sau sa inlature complet fragilita tea de revenire reversibila, se poate
explica prin aceea ca la aceste concentratii molibdenul nu participa la formarea cementitei aliate
nefon dand nici carburi proprii. Drept urmare zonele care sunt situate in vecinatatea limitelo r nu sunt
sarace in molibden, deci are ca efect micsorarea diferentei intre viteza de formare a carburilor la
limitele grauntilor si viteza de formare a ace stora in interiorul grauntilor si in acelasi timp cu aceasta
impiedica difuzi a fosforului spre zone le situate in vecinatatea limitelor dintre graunti. Aceasta
influenta care este favorabila a molibdenului poate sa dispar a la continuturi mari in molibden
deoarece in aceste cazuri se poate forme a carburi proprii de molibden ceea ce are ca efect o
accentua re a nivelului scazut in elemente de aliere a zonelor situate in vecinatatea limitelor dintre
graunti si drept urmare o accelerare a procesului de concentrare a fosforului in aceste zone .

35

1.11. CLASIFICAREA OTELURILOR ALIATE
Otelurile aliate se pot clasifica dupa mai multe criterii :
a – dupa structura in starea de echilibru deci dupa structura in stare recoapta ;
b – dupa structura o caer se obtine l a racirea in aer, deci dupa structura in stare normalizata ;
c – dupa destinatie.
Clasificarea otelurilor aliate dupa structura in stare recoapta se poate baza pe influenta
manifestata de elementele de aliere asupra pozitiei punctelor S, E, A3 si, A4 de pe diagram a fier-
carbon. La 0  element de aliere punctul S se afla la 0,77  C, punctul E la 2,11  C, punctul A3 la
910C iar punctul A4 la 1 392°C. La o crestere a continutului in element e de aliere, necontand
natura elem entului de ardere, punctele S si E se vor deplas a spre continuturi mai mult mai mici in
carbon, iar punctele A 3 si A4 se vor deplasa pentru elementele din grupa cromului in asa fel incat
se ingusteaza domeniul iar pentru elementele din ce se afla in grupa nichelului in asa fel incat
maresc domeniul . Influente le elementelor de aliere
Clasificarea dupa structura in stare normalizata se poate baza pe diagrama descompunerii
izoterme a austenitei. La o crestere a continutului de elemente de aliere curbele in C se pot deplasa
la dreapta si in jos iar punctul Ms in jos. Drept urmare putem co nsidera curba vitezei de racire in
aer, aceasta taie curbele in C ale otelurilor aliate la tempe raturi diferite . Putem c onsidera trei oteluri,
unul care este slab aliat, al doilea care are un continut in elemente de aliere mai ridicat i ar al treilea
care a re un continut si mai ridicat in elemente de aliere cu curbe le in C, in timp ce la primul otel
structura poate care este obtinuta la racirea in aer este perlitica, la cel de -al doilea otel structura
obtinuta va fi martensitica, iar la cel de -al treilea au stenitica.
Dupa cum putem observa dupa structura obtinuta la racirea in aer otelurile aliate pot fi :
a – otelurile cu structura normala ce pot fi numite si oteluri perlitice: ;
b – oteluri cu structura martensitica ;
c – oteluri cu structura austenitica .
Otelurile din clasa perlitica se impart in oteluri care au un contin pana la circa 0,25  C
,acestea fiind numite si oteluri de cementare,el e folosindu -se pentru cementare si oteluri ce au un
continut de peste 0,25  C mai sunt numite si oteluri pentru im bunatatire, d in cauza ca ele se
folosesc in stare obtinuta prin imbunatatire.
Luand in c onsidera re acest criteriu, mai putem trasa diagrame structurale, ele mai pot fi
numite si diagrame Guillet, care arata in functie de continutul in carbon si in element de aliere
structura otelului dupa normalizare. O diagrama asemanatoare se poate obtine si pentru otelurile
nichel .Daca luam in considerare otelurile aliate cu elemente le ce pot forma carburi, e lemente din

36
grupa cromului, la un continut mai mic in carbon si mar e in element e de aliere, otelul la orice
temperatura va fi alcatuit numai din ferita aliata ; aceste oteluri mai sunt numite si oteluri feritice. In
final tot in cazul otel urilor aliate cu elemente ce fac parte din grupa cromului, la un continut mai
mare in elemente de aliere si in carbon se poate obtine a cincea clasa de oteluri, asa numitele oteluri
cu carburi.
Dupa structura care a fost obtinuta la normalizare intalnim urmatoarele clase de o teluri:
a – oteluri cu structura normala sau oteluri perlitice ;
b – oteluri cu structura martensitica ;
c – oteluri cu structura austenitica ;
d – oteluri feritice ;
e – oteluri cu carburi.
Dupa destinatie ot elurile se impart in :
a – oteluri de constructii ce pot fi folosite pentru fabricarea diferitelor organe de masini si
elemente de construciii metalice ;
b – oteluri de scule, ce pot fi intrebuintate pentru fabricarea scu lelor de calitate superioara
cum ar fi scule utili zate pentru taiere, pentru lovire matritare si instrumente de masura ;
c – oteluri cu proprietati fizice, chimice si mecanice deosebite cu destina tii speciale.
1.11.1. Oteluri aliate pentru constructii
Aceste oteluri solicitate sunt supuse asemenea piese otelurile din care s unt fabricate trebuie
sa aiba anumite proprietati cat mai util e ele trebuie sa aiba o rezistenta la rupere cat mai mare, sa
aiba plasticitate si tenac itate pentru putea rezista actiunilor dinamice si de soc, trebu ie sa aiba o
rezistenta la oboseala cat mai mare pentru a rezista sarcinilor varia bile etc. Se obtin in mod curent
astfel de proprietati prin utilizarea de oteluri aliate calite si revenite. Dupa continutul in carbon
aceste oteluri de constructii de masini se impart in :
a – oteluri pentru cementare, s unt oteluri cu un continut scazut in carbon de la 0,06 C –
0,25 % C , ele fiind utilizate pentru confectionarea pieselor ce urmeaza a fi supuse cementarii ;
b – oteluri pentru imbunatatire, s unt oteluri cu c ontinut in carbon de la 0,25  aproximativ
0,6% aceste fiind utilizate pentru confectionarea pieselor ce urmeaza a fi supuse calirii si reven irii la
temperaturi ridicate. Otelurile pentru constructii de masini s unt aliate fie cu un element de exemplu
cu cr om (oteluri crom), cu nichel (oteluri nichel), cu mangan (oteluri mangan) etc., sau cu mai
multe elemente de exemplu oteluri aliate cu crom si mangan (oteluri crom -mangan), oteluri aliate
cu crom si nichel (oteluri crom -nichel), oteluri aliate cu crom si v anadiu (oteluri crom -vanadiu),
oteluri aliate cu crom, nichel si molibden (oteluri crom -nichel -molibden), oteluri aliate cu crom,
nichel si wolfram (oteluri crom -nichel -wolfram) etc. In otelurile de constructii cromul se gaseste in
mod obisnuit in jur de 1  si se poate adauga cu scopul de a mari calibilitatea otelului. In acelasi

37
timp el se dizolva in ferita marind duritatea, tenacitatea si ductilitatea ei ,jucand un rol foarte mare
la revenire martensi tica cu crom fiind mai stabila decit martensita din otelurile carbon. Aceste
influente fac ca proprietatile dupa calire si revenire ale unui otel cu un continut de circa 1 Cr sa
fie mult imbunatatite. Cromul poate ridica insa punctele critice A1 si A 3, motiv pentru care
temperaturile de incalzire pentru calirea unui otel cu crom s unt mult mai ridicate dec at la un otel
carbon. Nichelul se poate adauga in otelurile de constructii cu pana la cel mult 5 . La fel ca s i
cromul acesta mareste puternic stabilitatea a ustenitei subracite avand ca efect deplasarea curbelor in
C la dreapta, mic soreaza vitez a critic a de calire si mar este calibilitatatea.Tor in aceleasi scopuri se
ma adauga si molibden cu pana pe la 0,9  si wolfram cca. 1 . Asemanator titanului, molibdenul
si wolframul se poate adauga si alaturi de alte elemente cum ar fi cromul, sau cromul si nichelul ; la
aceste continuturi at at molibdenul dar si wolframul poate reduce foarte mult sensibilitatea otelurilor
la fragilitatea de revenire reversibila. Vanadiul contribu ie la micsorarea tendintei de crestere la
incalzire a grauntilor daca se adauga cu pana la 0,2
1.11.2. Otelurile de cementare
Sunt oteluri cu un continut scazut in carbon cu valori cuprinse intre 0,06 si 0,25  C. Din
aceste o teluri se pot confectiona organe de masini de o impoartanta mare c um ar fi axe cu came,
roti dint ate etc., acestea fiind supuse tratamentului de cementar e dupa care s unt calite si revenite la
temperaturi joase. Dupa ce se face tratamentul temnic piesele t rebuie neaparat sa prezinte un strat
exterior format din martensita de revenire cu un continut ridicat in carbon, foarte dur si un miez
foarte rezistent dar tenace cu o structura ferito -perlitica, troostitica, bainitica, sau formata din
martensita cu conti nut redus in carbon. Dintre otelurile aliate de cementare putem mentiona
otelurile crom, crom -vanadiu -mangan, crom -mangan, crom -mangan -titan, crom -nichel -molibden si
crom -nichel -wolfram.
Oteluri le crom -vanadiu mai contin in afara de circa 1 % Cr si 0,1 – 0,2  V care este
adaugat pentru a micsora susceptibilitatea la supraincalzire si pentru a imbunatati proprietatil e
mecanice ; trebuie sa avem in vedere ca otelurile crom -vanadiu au o calibilitate scazuta nefiind
utilizate d oar pentru piese relativ mici (axe de pistoane, ace cu came etc.).
Otelurile mangan s unt foarte putin utilizate ca oteluri de cementare, manganul ajutand la
cresterea susceptibilitat ii la supraincalzire.
Otelurile crom -mangan contin aproximativ 1 Cr si 1 Mn. Un as tfel de otel este otelul
18MnCr . Manganul ajuta la cresterea calibilitat ii otelurilor si dislocarea in ferita mar ind tenacitatea
si rezistenja acesteia.
Otelurile crom -mangan -titan cum ar fi 2lTiMnCrl2 ; titanul poate micosra sensibil
susceptibilitatea la supraincalzire.

38
Otelurile crom -nichel cu un continut de cca 1  crom si cu pana la aproximativ 4  nichel,;
cum ar fi l3CrNi3O. aDaca se adauga simultan crom si nichel se poate mari sensibil rezistenta,
ductilitatea si tenacitatea miezului care se obtine prin tr-un tratament de calirea dupa cementare
martensita care este saraca in carbon sau bainita inferioara, aceste structuri fiind caracterizate printr –
un ansamblu de proprietati mec anice mult mai ridicate . Nichelul poate avea o actiune favorabila si
asupra stratului cementat ajutand la cresterea rezistent ei si ductilit atii. Otelurile crom -nichel s unt
putin predispuse la supraincalzire in procesul de cementare ; austenita subracita a acestor oteluri
este foarte stabila, acest ajutand la obtinerea unor caliri patrunse pe dimensiuni la mari chiar la
racirea in ulei sau in aer.
Otelurile crom -nichel -molibden au in compozitie in afara de crom si nichel molibden cu
pana la 0,40 (18MoCrNil3 ) ; molibdenul poate sa micsoreze susceptibilitatea la supraincalzire si
poate mari stabilitatea austenitei subracite ajutand la o cresetere a calibilitatii foarte mare .
Stabilitatea austenitei la aceste oteluri este foarte mare incat se pot cali chiar la racirea in aer
anumite piese cu sectiuni cuprinse intre 150 -200 mm, ce ea ce poate reduce considerabil pericolul
de deformare la tratamentul de calire . Otelurile crom -nichel -molibden au dupa tratamentul de calire
si revenire la 200°C un complex de proprietati mecanice foarte ridicate: Rm= 100 daN/mm, K= 12
daJ/cm, Z=50  etc. Un rol important in otelurile de cementare il joaca wolframul ; un exemplu de
otel crom -nichel -wolfram de cementare este otelul cu un continut de cc a 0,2 C, circa 1,5  Cr,
9 Ni si 1 W.
1.11.3. Oteluri de imbunatatire
Mai sunt si oteluri cu un continu t in carbon cuprins intre 0,25-0,60  aliate cu crom,
mangan, cu crom si vanadiu, cu crom, nichel si molibden etc. Otelurile de imbunat atire pot fi
utilizate la confectionarea organelor de masini acestea urmand a fi supuse tratamentului de calire si
reveni re la temperaturi ridicate.
Otelurile crom s unt oteluri cu un continut de aproximativ 0,4  C si 1  Cr, cu ar fi otelul
40Cr10. Aceste oteluri au o calibilitate relativ mare si viteza critica de calire mica, deci la sectiuni
mai mici de 50 mm acestea pot fi calite in ulei.
Otelurile mangan au cun continut de 0,3-0,6C si c ca 1,5 NIn; ca exemplu otelul
35Mn16.
Otelur ile crom -vanadiu au un continu de 0,3-06 C cca 1Cr si 0,1 – 0,25 V ; drept
exemplu aici putem mentiona otelul 50VCrll. Vanadiul ajuta foarte mult la micsorarea grauntel ui de
austenita asigura nd o structu ra cu graunti mici ceea fac mult mai usoara realiz area tratamcntul
termic.

39
Otelurile crom -nichel au un continut de pana la 1 Cr si 1 -4 % Ni. Alier ea simultana cu
crom si nichel poate nfluent a puternic proprietatile mecanice dupa tratamentul termic ajutand la
crester ea calibilitatii. Chiar daca aceste oteluri se remarca prin proprietatile lor mecanice bune s unt
foarte putin folosite ele fiind deosebit de predispuse la fragilitatea de revenire.
Otelurile crom -nichel -molibden s unt oteluri de imbunatatire crom -nichel, cu un contin ut si
pina la 0,4  Mo. La otelul crom -nichel -molibden putem mentiona otelul 34MoCrNil5 ; acestea
sunt foarte utilizate datorita calibilitatii foarte mari acestea fiind in acelasi timp insensibile la
fragilitatea de revenire. La fel cu proprietatile otelurilor de imbunatatire crom -nichel -molibden mai
sunt si otelurile crom -nichel -wolfram cu un continut de cca 1 W.
1.11.4 .Oteluri de rulmenti
Otelurile de rulmenti se pot deosebi de otelurile aliate de constructie generale printr -un
continut de carbon mult mai ridic at, aproximativ de 1. Rulmentii , bile le, rolel e etc. Trebuie sa
indeplineasca numite cerinte si anume: rezistenta mecanica mare, rezistenta la uzura si la oboseala
foarte mare pentru a putea suporta sarcini variabile foarte mari. Spre deosebire de otelurile aliate de
constructii generale care au un continut de carbon cu pa na la 0,6 -0,7 C, otelurile de rulmenti s unt
hipereutectoide avand un continut de 0,95 la 1,05  C. In afara de carbon ote lurile de rulmenti mai
pot sa contin a crom de la 1,3 la 1,65%, sulf si fosfor in cantitati foarte mici, iar nichelul nu este
adaugat deoarece acesta poate favoriz a formarea austenitei reziduale. Pentru a putea mari
calibilitatea aceste oteluri mai contin m angan si siliciu dar in limitele obisnuite pentru otelurile de
constructii. in tara noastra sint standardizate doua oteluri de rulmenti.
1.11.5. Oteluri de tip Maraging
O categorie mai deosebita de oteluri de constructii sunt otelurile martensitic e de tip maraging
care s unt oteluri cu o rezistenta foarte ridicata avand uo valoare a Rm =220 -240 daN/ mm, Rc=
150-180 daN/mm A5=12 -I5, Z = 40 – 55 si K = 6 -10 daJ/cm2. Aceste oteluri au in compozitie
un continut scazut de carbon, cca 0,03 C si aproximativ 18  Ni, 10 Co, 3 Mo, 0,5 Ti, 0,4
 Al. Acest tip de otel dupa tratamentul de calire est e format din martensita saraca in carbon
caracterizata prin limita de curgere si rezistenta la rupere mari si plasticitate foarte ridicata. Printr –
un tratament de revenire la 500°C se produce precipitarea unor particule fin disperse de compusi
intermetalici de tip TiNi sau Ni3Ti ce pot mari rezistenta la rupere dar pastrand o mare plasticitate.
Din cauza continutului ridicat in elemente de aliere, racir ea pentru calire a otelurilor maraging se va
face in aer ; in stare calita otelurile pot fi deforma bile prin laminare, forjare etc. si pot fi prelucrate
prin aschiere si sudare.

40
1.11.6. Oteluri pentru constructii metalice
Prin oteluri pentru constr uctii metalice putem intelege otelurile ce pot fi utilizate la
fabricarea structurilor metalice cum ar fi grinzi, ferme, poduri, conducte pentru transportul
diferitelor fluide (gaze, produse petroliere etc.), cazane, recipiente sub presiune,etc. Constructiil e
metalice pot fi :
a – constructii metalice ce se obtin prin imbinarea prin nituri sau suruburi ;
b – constructii metalice ce se obtin prin sudare. Structurile metalice ce se obtin prin sudare
sunt deosebit de raspandite, mai mult de 28  din productia m ondiala de o tel aceasta fiind utilizata
pentru astfel de constructii. Construc tiile metalice pot fi structuri solicitate mecanic, dinamic sau
static, fiind exploatate in conditii climaterice ce se caracteriz eaza prin temperaturi ce pot varia in
limite foar te largi de la +50 C la -50, -60°C. Otelurile din care se confection eaza astfel de
construct ii trebuie sa indeeplineasca urmatoarele conditii :
a – trebuie sa fie mult mai ieftine pentru a nu scumpi structura ;
b – trebuie sa aiba proprietati mecanice cu o rezistenta cat mai ridicat a pentru a putea realiza
structuri cat mai usoare ;
c -trebuie sa-si pastreze proprietatile mecanice pe intregul interval de temperaturi in care
trebuie sa functioneze.
Structurile metalice care sunt utilizate la temperaturi de pina la -60°C, materialele utilizate
la confec tionarea lor trebuie sa aiba o temperatura de tranzitie ductil -si anume un prag de tranzitie
cat mai mic. Pentru constructii metalice imbinate cu nituri sau suruburi se folosesc in mod obisnuit
oteluri de u z general pentru construc tii O L32, OL34 OL37, OL42 etc. In general pentru acest gen
de coustruc tii se aleg produse din oteluri din clasele de calitate 1 sau 2. Clasa de calitate 2 trebuie
aleasa in cazul constructiilor foarte importante, cu e lemente puternic solicitate si care lucr eaza la
temperaturi de pana la -25°C. Pentru constructii in care unele elemente lucreaza la temperaturi mai
mici de -25°C se va utiliz a, pentru acele elemente, oteluri din clasa 3 de calitate.
Otelurile pentru constructiile metalice sudate trebuie sa indeplineasca toate conditiile impuse
otelurilor pentru construc tii metalice ce sunt imbinate prin nituri , in plus ele trebuie sa fie sudabile
.Gradul de sudabilitate al unui otel trebuie sa depinda foarte mult de compozilia chim ica si de
grosimea piesei. Dependenta de compozitia chimica a gradului de sudabilitate a otelurilor este data
clar ca necesitatea unei bune sudabilita ti impusa otelurilor pentru constructii metalice sudate se
limiteaza foarte mult continutul in carbon al o telurilor ce sunt utilizate pentru astfel de constructii la
un continut de cel mult 0,25 %. In cazul otelurilor care sunt slab aliat e, gradul de sudabilitate se pot
aprecia si dupa carbonul echivalent iar pentru calcularea caruia vor fi utilizate diferite relatii cum ar
fi :
Avem cinci mari grupuri de oteluri pentru construc tii .metalice sudate :

41
a – oteluri carbon ;
b – oteluri slab aliate ;
c – oteluri cu un continut extrem de scazut in carbon ;
d – oteluri durifica bile prin dispersie ;
e – oteluri b ainitice.
Otelurile carbon au compozitie chimica c e se va incadra in limitele C ≤0,25 (normele
institutului international de sudura I.I.S., : C ≤0,20) ; Mn = 0,3 -0,8  ; Si = 0,3 -0,6 ; sulful si
fosforul trebuie sa fie limitate fiecare de la 0,09 sau 0,03  dar cu conditia ca  S + Y sa nu fie
mai mare de 0,07 sau chiar 0,05. In general aceste oteluri se vor utiliza intr-o stare caracterizata
printr-o structura ferito -perlitica ce va fi obtinuta direct din procesul laminarii la cald sa u
printratamentul de normalizare. Pentru a imbunatati performantele acestor oteluri se va realiza doar
pe baza structurii metalografice : reducerea impuritatil or, a incluziunilor, a continutului in gaze dar
si a elementelor care sunt nedorite, finisarea gr auntilor cristalini si a lamel elor de perlita etc.
Tratamentul t ermic de imbunatatire, calire martensitica plus revenire la 600 -650°C, trebuie sa aiba
un efect favorabil la nivelul propri etatilor acestor oteluri coborand puternic pragul de fragilitate si
duce la majorarea proprietatilor de rezistenla limita de curgere ajungand la 28 -30 daN/mm. Pragul
de fragilitate al unui otel carbon cu un continut de pana la 0,2% C calmat, in diverse stari structurale
este :
a – dupa laminare la cald T = 0°C :
b – dupa normalizarea otelului laminat la cald T = -20°C ;
c – dupa calirea martensitica si revenirea la 650 C a otelului laminat la cald T = -40C
In general otelurile carbon pentru constructii metalice sudate vor se vor utiliza dupa
tratamentul de normalizare. O crestere a continutului in mangan cu peste 0,5% in miomentul in care
carbonul se gaseste la l imita superioara si anume la 0,25% avand influentand negativ asupra
sudabilitatii.Otelurile care sunt slab aliate folosite pentru constructii metalice sud ate sunt oteluri cu
un de carbon sub 0,25% aliate cu elemente care fara a dauna sudabilitatii , maresc rezistenta
otelurilor mai ales la limita de curgere si tenacitatea la temperaturi scazute. Elementul chimic care
este utilizat cu precadere in aceste sco puri este manganul acesta putand fi adaugat in aceste doua
oteluri p ana pe la 1,8%. Dupa normele I.I.S. compozitia chimica a acestor oteluri se va incadra in
limitele : C < 0,2 % ; Mn = 0,6 -1,6 % ; Si = 0,3 -0,6 %. Aceste oteluri pot sa aiba si Ni = 1 -1,5% ;
Cr = 0.2 – 1,3 % ; Mo =0,4 % ; V = 0,15 °% ; Zr =0,1 5 %; B = 0,005 % ; Nb = 0,02 %; Ti =0,005
1% ; A1 =0,02% si N = 0,002%, continutul in fiecare element (Mn, Cr si Ni) in parte este cel mult
2%, suma tuturor elementelor de ali ere este limitat la maximu m 5 %. La aceste oteluri se va obtine
limite de curgere Re > 36 daN /mm si rezilienta KCV la temperaturi scazute mai mari de 3,5

42
daj/cm. Aceste oteluri se vor utiliza in stare normalizata sau dupa calire si revenire la 600 -.650°C. L
La fel ca si in cazul o telurilor carbon pentru constructii metalice, prezen ta vanadiului, niobiului,
aluminiului etc. poate reduce marimea grauntelui si poate contribui la durificarea prin precipitare a
otelului. In acest fel se pot obtine oteluri sudabile cu limite de curgere d e 80 daN/mm.Potrivit
standardelor romanesti sunt utilizate ca oteluri carbon si slab aliate pentru constructii metalice
sudate, oteluri de uz general pentru constructii, clasa de calitate a otelului acestea alegand -se in
functie de temperatura de exploatar e a constructiei, de grosimea produsului si de un coeficient de
periculozitate care ia in considerare natura si severitatea solicitarilor. Pentru conditii le care sunt
solicitate si mai grele se prevede o utilizare a otelurilor cu gr anulatie fina : OCS44, OCS52, OCS55
si OCS58. Acestea sunt oteluri ce au fost calmate si care prin compozitia lor chimica si tehnol ogia
de fabrica tie se poate caracteriza prin prezen ta unor preci pitate de nitruri, carburi etc. Care sunt
distribuite fin si care impiedica marirea grauntelui de austenita ; compozitia chimica pe produs a
unui tip de otel, de exemplu OSC52 este: maximum 0,22% C; 1,05 -1,65% Mn; maximum 0,5 % Si
; maximum 0,035 % S ; maximum 0,035 % P ; minimum 0,059% V ; maximum 0. 7 %Ni ;
minimum 0,015 % A1 ; minimum 0,02 % Nb si aproximativ 0,02°/o N.
Din categoria otelurilor carbon si slab ali ate pentru constructii metalice mai fac parte si
otelurile care sunt destinate tablelor de cazane si recipient elor sub presiune pentru temperatura
ambianta si scazuta. In tara noastra notarea ac estor oteluri se face cu litera R urmata de cifre c e
indica valoarea minima a rezistenjei la rupere la tractiune in kgf/mm: R37, R49, R52 et c.
Compozitia chimica pe produs a otelului R52 este : C = maximum 0 20 %; Mn = 1,,05 -1,65 % ; Si
= 0,17 -0,45 % ; P = maximum 0,090 % ; S = maximum 0,040 % ; V = maximum 0, 15 % ; A1 =
minimum 0,020%.
Otelurile cu un continut foarte mic in carbon C <0,05 % ce sunt utilizate pe ntru constructii
metalice sudate sunt mai recente si ca urmare mult mai putin raspandite in tehnica. Pentru aceste
oteluri este caracteristic faptul ca micsor eaza drastic a continutul in carbon si permite ridicarea
continut ului in elemente de aliere fara sa afecteze sudabilitat ea. La aces t tip de oteluri se formeaza
martensita care d in cauza continutului mult mai mic in carbon, nu este fragila. De exemplu ,de
oteluri cu continut foarte mic in carbon putem aminti otelurile FAMA produse de o compani e
suedeza Fargesta. Continutul in carbon al acestor oteluri este sub 0,03% siliciu l aproximativ de
0,39%, mangan 2,5% (FAMA 25) 3,5%, (FAMA 35) si 40,5% (FAMA 45) si ni obiu 0 005%
(FAMA 25) s -au 0,01% (FAMA 35si 45). Prezenta niobiului in aceste oteluri poate sa produca
durificarea prin precipitare.
Otelurile durificabile prin precipitare folosite pentru construct ii metalice sudate s unt oteluri
cu continut mic in carbon inalt alia te cu nichel sau cu crom. Otelurile durificabile prin pre cipitare
cu continut ridicat in nichcl sunt de tip maraging avand urmatoare compozitie chimica : C < 0,03 %

43
; Si < 0,10 %; Mn < 0 1 % ; Si<0,01 % ; P < 0,01 % ; Ni <18 % ; Co <9 % ; Mo=8 % ; Ti = 0,5% ;
A1 =0 1 %. Otelurile durificabile prin precipitare care au un continut ridicat in crom contin : C <
0,08 %; Si < 1,0 % ; Si < 1 % ; Cr < 17% ; Ni <7% precum si Al, Nb, Ti si N,. Tratamentul termic al
otelurilor durificabile prin precipitare cu un continut ridicat in nichel pot consta in calire rezultand
martensita foarte plastica din care la imbatranire la 980°C precipita compusii Ni3Mo si Ni,Ti. In
cazul o telurilor durificabile prin precipitare cu un continut ridicat in crom, in functie de compozitie,
acestea pot fi martensitice, semiaustenitice sau austenitice.
Otelurile sudabile bainitice contin aproximativ 0,3 % C ; 0 6 % Mn ; 0 4 %Si , 1 4% Ni;
0,8Cr; 0,4%Mo si 0,2% V. Un astfel de otel se austenitizeaza la 890°C si se mentine izoterm la
300°C pentr u o transf ormare a austenitei i n bainita.
1.11.7. Oteluri de scule
Dupa destinatie sculele se pot impart i in : scule de aschiere, scule de lovire si matri tare si
instrumente de masura.
1.11.8. Oteluri pentru scule de aschiere
Aschierea este un proces foarte complex c e da nastere unor puternice forte de frecare intre
suprafata materialului si a sculei de aschie re ,frecare ce poate deter mina incalzirea a tat a
materialului ce se prelucreaza cat si a sculei ce a fost utilizata ; in f unctie de conditiile de aschie re,
temperatura s culei de aschiere se poate mari pana la 500 -600°C sau chiar mai mult.
Otelurile aliate care sunt utilizate la confectionarea sc ulelor de taiere prin aschiere se impart
dupa gradul de aliere si dupa conditiile de lucru in trei grupe :
a – otelur i slab aliate ;
b -oteluri inalt aliate asa numitele oteluri rapide ;
c- aliaje dure.
Oteluri le slab aliate au un continut de 1-2°o elemente de aliere si doar in cazuri speciale
pana la 6%. Acestea sunt i ntrebuintate pentru scule de taiere unde temperatura nu trece de 200 –
280°C. In genereal acestea contin de la 0,8 la 1,3% C si ca element principal de aliere cromul care
se gaseste in mod frecvent i n proportie de la 1 la 3 % si in cazuri speciale p ana la 5 %. Mai se poate
adauga wolfram pina la 5 %, vanadiu si molibden pina la 0,9 % si pentru a creste tenac itatea si
stabilitatea la rosu, siliciul pina la 1,6°. Nu se poate alia niciodata cu nichel d din cauza ca acest
element poate sa mareasca prop ortia de austenita reziduala micsorand u-i duritatea. Din aceasta
categorie putem mentiona otelurile cu crom, otelu rile crom -wolfram, otelurile cu crom si siliciu,
otelurile crom -wolframmangan, otelurile cu crom -wolfram -vanadiu, otelurile vanadiu -mangan etc.
Otelurile cu crom au un continut de 1 %, C si aproximativ 1,9 % Cr. Otelurile din aceasta clasa
trebuiesc calite in ulei si revenite la maximum 200°C la o duritate de 60 HRC. Acestea sunt utilizate
pentru cutite de strung, burghie, pile etc. O telurile crom -wolfram au un continut de circa 1 % C,

44
0,75% Cr si 2 % W. Un tip de otel este CW 20 ce se utilizeaza la scule p entru prelucrare la rece
tarozi, freze, alezoare ete . Otelurile cu crom si siliciu au un continut de circa 0,9% C, aproximativ
1,9% Si si 1 % Cr ; aceste oteluri trebuie sa fie calite in ulei iar apoi se va face o revenire la 275 –
290°C la duritatea minina de 60 HRC. Caeste oteluri se folosesc pentru cutite de strung, burghie,
freze, alezoare etc. Otelurile crom -wolfram -mangan au un continut de circa cite 1 % C, Mn si Cr si
1,4% W (otelul MCW 14) avand aceleasi utilizari ca ot elurile crom -wolfram. Otelurile cu crom,
wolfram si vanadiu sunt de mai multe tipuri. Primul exemplu il reprezinta otelurile cu un continut
de circa 0,9% C, 5% Cr, 1 % W si 0,2% V, al doilea exemplu otelurile cu un continut de circa
1,35% C, 0,6 %Cr, 5 % W si 0,2 % V. Otelurile vanadiu -mangan au un continut de circa 0,9% C,
1,8% Mn si 0,2% V ( cum ar fi VM 18) iar acestea sunt utilizate la scule nedefo rmabile, de precizie.
Otelurile inalt aliate pentru scule asa numitele oteluri rapide d in cauza ca sculele fabricate
din aceste oteluri s unt utilizate pentru aschiere la viteze mari de taiere. In otelurile rapide carbonul
poate varia de regula de la 0,8 -1,0 si rareori mergand chiar la 1 9%. Principalele elemente de aliere
sunt: Cr = 3,8 -4,4 % , AV = 5 – 18 %, V = 1 -9 %, Mo = 0,3 %; daca wolframul este micsorat se
poate merge cu molibdenul pina la 5 %, si uneori se adauga si cobalt in jur de 5 %. Otelurile rapide
care sunt standa rdizate i n tara noastra s unt Rp2, Rp3, Rp5, Rp9 si Rp 10. Un otel rapid care este
foarte cunoscut este otelul Rp3 cu un continut de circa 18 % W. Este un otel care face parte din
clasa ledeburitica. In stare turnata acesta este format din carburi primare, ledeburita si austenita.
Dupa deformare plastica structura se este formata din carburi primare (FeCr), C3, Fe,WaC si VC pe
un fond format din austenita ori din produse de descompunere ,utilizandu -se in stare calita si
revenita . Calirea se face de la temperatura de 1 260 -1 300°C in ulei, iar revenirea consta in mai
multe incalziri timp de aproximativ o ora la temperatura de 560-590C, fiind urmata de racire
rapida. Dupa calire duritatea este mica 60 -62 HRC ,aceasta fiind format a din martensita, o mare
cantitate de austenita reziduala si carburi. Prin tratamnetul de revenire in gen eral se urmareste ca
austenita reziduala sa se transforme in martensita ,proces c e are loc la racirea dupa o mentinere la
temperatura de 560-590°C. Austenita rezidual se poate transforma si prin asocierea revenirii cu un
tratament termic sub 0°C. Dupa tratamentul de revenire duritatea creste cu pa na la 69 -65 HRC. D in
cauza ca otelurile rapide sunt foarte scumpe au fost intreprinse cercetari intense pentru a gasi noi
marci mult mai convenabile economic. Principalele tendinte in productia otelurilor rapide s unt :
utilizarea unor o teluri mai economice, dar cu conditia sa aiba proprieta ti asemanatoare cu cele pe
care le inlocuiesc ; obtinerea unor oteluri cu anumite caracteristici superioare ; utilizarea unor
procedee mult mai eficiente tehnologic si economic pentru obtinerea sculelor ; utilizarea unor
tratamente termice optime at at din punct de vedere al caracteristicilor tehnologice si de exploatare,
dar si al reducerii consumului de materiale si energie. Consid erand primul aspect se poate remarca
deplasarea centrului de gr eutate al productiei de oteluri rapide aliate cu W la oteluri aliate cu W si

45
tendinta de a elimina marcil e de oteluri rapide aliate cu Co. De asemenea putem remarca tendinte de
crestere a continutului de carbon (cu aproximativ 0,2%) in gener al la otelurile aliate cu W -Mo,
concomitent cu marirea procentului de Si, permitand reducerea con tinutului in wolfram cu
aproximativ 1% si cresterea in aceeasi proportie a con tinutului in crom realiz andu-se pe aceasta
cale economii foarte importante . Ca e xemplu de otel rapid cu un continut ridicat in carbon si siliciu
putem mentiona Rp5Si. Pentru a obtine oteluri rapide cu caracteristici superioare se va remarca
tendinta de obtinere a unor oteluri cu segregatie de carburi am eliorata si cu stabilitate dimen sionala
prin utilizarea retopirii sub vid, retopiri sub zguri electroconductoare (REZ) ori prin metalurgia
pulberilor. Referitor la procesele tehnologice eficiente si economice de prelucrare a scule lor o
directie interesanta o constituie turnarea directa a sculelor. Dupa turnare si aplicarea tratamentului
termic de recoacere de difuzie se vor obtine caracteristici asemanatoare sculelor din o tel rapid
prelucrat pe calea clasica cu forjare si prelucrare ulterioara a sculei.
Aliajele sau metalele dure s unt utilizate pentru scule de aschiere , la aschieri cu viteze foarte mari.
Aliajele dure pot fi caracterizate printr-un continut ridicat in carbon si in elemente de aliere c e
formeaza foarte multe carburi. Dimn cauza ca aliajele dure nu sa fie prelucrate prin def ormare
plastica ele trebuiesc incarcate prin sudura sau se lipesc sub forma de placute pe suportul cutitului.
In primul caz se vor folosi aliaje dure turnate iar in cel de -al doilea caz aliaje dure sinterizate. Dintre
cele dure turnate putem mentiona sormaitul (2,5 -4 % C, 3 -4% Si. 25 -30% Cr, 3 -5% Ni, 55 -67% Fe)
sistelitul (1 -2% C, 20 -35% Cr 9 -15% W 35 -55% Co, 4 -13% Fe) iar dintre aliaj ele dure sinterizate
pobeditul sau widia (71 % WC, 21% TiC si 8% Co). Duritatea aliajelor dure sinteriza te este de 88 –
90 HRC si se pastreaza p ana la o temperatura de aproximativ 1000°C.
1.11.9. Oteluri pentru scule de lovire -matritare
Dupa conditiile de lucru se impart in :
a – oteluri pentru scule ce sunt utilizate pentru deformarea la rece ;
b – oteluri pentru a scule ce sunt utilizate pentru deformarea la cald.
Principalele tipuri de scule ce sunt utilizate la deformarea metalelor la rece sunt matritele,
poansoanele de perforare, filierele pentru tragerea s armelor etc. Ot elurile ce sunt utilizate pentru
astfel de scule trebuie sa aiba duritate mare, rezistenta la uzura si tenacitate ridicata. In mod frecvent
pentru sculele din aceasta categorie se vor folosi oteluri cu un continut de C 0,8-1,29% ,calite si
revenite la temperaturi mici , in asa fel incat sa aiba o duritate de 58 -60 HRC. Pentru conditii de
lucru usoare se vor folosi oteluri carbon nealiate iar pentru conditii de lucru ceva mai grele oteluri
crom, crom -molibden -vanadiu, crom -wolfram -vanadiu, crom -vanadiu et c. cu un continut de crom
de cel mult 7% ; din aceasta categorie putem mentiona otelurile CV6. Pentru conditii de lucru foarte
grele se vor utiliza oteluri din clasa ledeburitica si anume oteluri care cu un continut mare de
carbon , peste 1,5% si mult crom, peste 11% cum ar fi ote luri C 120 si VMoC 120.

46
Principalele scule pentru deformarea metalelor la cald s unt matritele. Otelurile pentru
matrite trebuie indeplineasca urmatoarele conditii: rezilient a mare, tenacitate, rezistenta la uzura la
temperaturi ridicate si calibilitate mare. I n functie de conditiile de lucru putem folosi, ot eluri carbon
cu un continut de 0,3-0,7 %C, sau oteluri cu un continut de 0,3-0,7 % C aliate cu cel mult.9 % Cr
(in mod frecvent cel mult 3% Cr) cu p ana la 4,5 % Ni si cu 0,15% -0,60% Mo. Cateodata se mai
adau ga pana la 5% W, p ana la 0,5% V si siliciu aproximativ 1 %. Aceste oteluri s unt calite si
revenite la 500 -600°C. Cateva oteluri din aceasta categorie pot fi : MoCN 15, VMoCN 17, VCW 85.
1.11.10. Oteluri pentru instrumente (aparate de masura ) .
Aparatele de masura trebuie sa aiba dimensiuni si forme cat mai exacte si sa se uzeze cat
mai putin. Pentru confectionarea lor trebuiesc utilizate at at oteluri carbon cat si ot elurile aliate,
continutul in carbon al acestor oteluri fiind cuprins intre 0,8 -1,5 %. In mod frecvent su nt folosite
oteluri din categoria otelurilor pentru scule de aschiere iar cel mai utilizate este otelul CW 20.
Acestui otel i se plica un tratament termic ce consta in calire de la 800-825°C si revenire joasa intre
150-230°C. Dupa acest tratament duritatea este cuprinsa intre 60-63 HRC. In vederea stabilizarii
dimensiunilor dupa calire si re venire, piesele se supun unei incalziri prelungite (10 -30 ore) la 120 –
170C si tratamentului la frig. Pentru a -i putea mari rezistenja la uzura de cele mai multe ori
aparatele de masura s unt cromate .
1.11.11. Oteluri si aliaje pe baza de fier cu proprietati speciale
Din aceasta categ orie fac parte :
a-aliaje cu proprietati termice speciale;
b-aliaje cu elasticitate mare;
c-oteluri si aliaje pe baza de fier cu proprieta ti magnetice special e ;
d-oteluri cu mar e rezistenta la uzura ;
e-oteluri si aliaje stabile la cald, refractare si anticorosi ve etc.

1.11.12. Oteluri si aliaje cu proprietati termice speciale
Din aceasta categorie fac parte aliajele care in anumite inter vale de temperatura au un
coeficient de dilatare mic. Un astfel de aliaj este numit invar este aliajul fier -nichel cu cu continut
de circa 37Ni si p ana la 0,3  C care are p ana la 100°C un coeficient de dilatare foarte mic,
practic nul. Se f oloseste la construirea instrumentelor de masura ce nu trebuie sa -si schimbe
dimensiunile la variatia de temperatura Daca la invar se adauga 10 -12Cr se va obtine elinvarul
foarte rezistent la coroziune si cu mare elasticitate. Aliajul fier -nichel -carbon cu un continut de
peste 0,3 % C si 42 -48Ni se numeste platinit ,acesta avand un coeficient de dilatare egal cu al
platinei si al sticlei.

47
1.11.13. Aliaje pe baza de fier cu rezistivitate ridicata
Din aceasta categorie putem a minti aliajele pe baza de fier care sunt utilizate la
confect inarea elementelor de incalzire pentru cuptoare electrice si pentru reostate. De obicei astfel
de aliaje s unt solutii solide si acestea sa posede rezistivitate electrica mare , coeficient de
tempe ratura al rezistivita te electric a mica, rezistenta la oxidare la temperaturi ridicate mare. Aceste
conditii vor fi satisfacute de o serie de aliaje solutie solida pe baza de cupru, nichel si fier. Dintre
acste aliaje putem aminti aliajele pe baza de fier cum ar fi fecralul si cromalul. Fecralul este un aliaj
Fe-Cr-Al care cu un continut de C<= 0,12 %, circa 17% Cr si 5% Al acesta putand fi utilizat p ana la
1100C. Cromalul este tot un aliaj Fe -Cr-Al cu o compozitie de C < 0,12, Cr = 26 si Al = 5 ,
temperatura pana la care poate fi folosit este 1200°C. Daca marim continutul de crom pana la 27%
si cel de aluminiu p ana la 8, temperatura p ana la care pot fi folosite aliajele Fe -Cr-Al creste p ana
la 1250-1300C. in aceste cazuri aliajele Fe -Cr-A1 pot inlocui baghetele de silita de la cuptoarele
electrice.
1.11.14. Oteluri si aliaje pe baza de fier cu proprietati magnetice speciale
Dupa proprieta ti si condit ii de lucru aceste materialele sunt utilizate pentru proprietatile lor
magnetice si se impart in materiale magnetic moi ce sunt caracterizate prin permeabilitate
magnetica mare si pierderi prin curenti Foucault mici, folosite la mieznri de transformatoare, relee,
electromagneti, rotorii si statorii masinilor electrice etc. si materialele magnetic cu duritate ridicata
ce se caracterizeaza prin c amp coercitiv si energie magnetica mari. In aceasta categorie intra
materialele pentru magnefi permanenti.
Dintre materialele magnetic moi putem mentiona fierul pur si aliajele fier -siliciu, fier -nichel,
fier-aluminiu -siliciu si fier -aluminiu. Fierul pur este utilizat in multe scopuri practice, cum ar fi la
miezurile si la piesele polare ale electromagnetilor, la ecranele magnetice, la membranele telefonic e
etc. Proprietatile magnetice ale fierului pur s unt puternic influentate de impuritati, de marimea de
graunte si de tensiunile interne. Aliajele fier -siliciu sunt de obicei folosite la obtinerea tablelor
pentru transformatoarele de energie electrica acest ea vand un continut de la 3,5 la 9,5  Si si au
proprietati extraordinare dupa texturarea cristalina. Aliajele fier -nichel sunt utilizate pentru a
detecta si transmite semnale mici in co municatii si automatizare acestea fiind cunoscute sub numele
de permal loy si au un continut de 65 si 80 Ni, cele mai bune proprietati obtin andu-se pentru 78,5
% Ni. Acestea sunt folosite i n stare tratate termic ce consta intr -o incalzire la 900 -950°C ,mentinere
la aceasta temperatura c ateva ore si racire urmata de o noua incalzire la 600 -650°C si racire cu
viteza mare pina la 350 -450°C, dupa care urmata de o racire in aer. O imbunatatire remarcabila a
proprietatilor magnetice ale aliajelor permalloy se poate obtine daca racirea dupa tratamentul termic
se face intr -un cimp ma gnetic de circa 800 A/m. Acest tip de tratament se numeste termomagnetic

48
si se aplica aliajelor cu un continut de 67% Ni, acesta dovedindu -se cel mai eficient. Aliajele Fe -Si-
A1 cu 9,5% Si, 5,5  A1 si 85% Fe cunoscut e sub denumirea de alsifier au proprieta ti similare
permalloyului.
Dintre aliajele magnetic dure pe baza de fier putem aminti otelurile pentru magneti, aliajele
fier-nichel -aluminiu si aliajele fier -nichel -aluminiu -cobalt. Otelurile folosite pentru magneti
permanenti s unt oteluri cu un continut de 0,9-1.00 % C calite la martensita. Proprietatile magnetice
ale acestor oteluri se pot imbunatati considerabil prin aliere cu circa 4,5% Cr, cu circa 6  W sau cu
4 Cr, 3% Co si 0,9  Mo, acestea fiind cunoscute ca oteluri pentru magneti pe rmanenti si o teluri
cu circa 35 % Co, 5 % W si 9 % Cr. Un progres important in acest d omeniu s -a obtinut prin
folosirea aliajelor Fe -Al-Ni cu circa 63Fe, 12Al, 25Ni, aliaje cunoscute sub denumirea de
alni. Proprieta ti si mai bune au fost utilizate prin fol osirea aliajelor Fe -Al-Ni-Co numite alnico cu
compozitia de circa 63 Fe, 12% Al, 10  Ni si 5 Co.
1.11.15. Oteluri cu rezistenta foarte mare la uzura(Oteluri Hadfield)
Piesele care lucreaza in conditii de frecare abraziva, de presiuni ridicate si de so c asa cum
sutn cupele pentr u excavatoare, ace si inimi pentru macaze de cale ferata, falcile concasoarelor etc.
Sunt fabricate din oteluri austenitice cu inalt continut in mangan c denumite si oteluri austenitice
manganoase sau oteluri Hadfield. Aceste oteluri au un continut de 0,9 la 1,3  C, si de la 11,5 la
14,5 Mn. In general se folosesc sub forma de produse turnate si rareori sub forma de produse
fabricate prin deformare la cald. Dupa tur nare structura est e formata din austenita si carburi de tipul
(Fe, M n)3C in exces, precipitate la limitele grauntilor Din cauza ca carburile precipitate altereaza
rezistenta si ductilitatea o telului pies ele dupa turnare sunt supuse calirii in apa de la 105 0-1100°C,
tratament care duce la dizolvarea carburilor in asa fel incat dupa calire in structura se va obtine
numai austenita .In aceasta stare caracteristicile mecanice s unt : rezistenta la rupere R m = 80 -90
daN /mm ; limita de elasticitate R0,002= 31 l a 35 daN/mm, A5 = 25 la 15 , Z = 3020 , HB =
180220. O caracteristica f oarte importanta a acestui otel este faptul ca la presiune, si anume la
deformarea plastica la rece, se durifica puternic. Durificarea deosebit de puternica a otelului
manganos este expl icata prin marea lui capacitate de ecruisare ce este determinata in primul rand
prin formarea unor blocuri in mozaic foarte fine. S -a emis si ipoteza ca durificarea puternica a
acestor o teluri este determinata de formarea in procesul deformarii plastice a martensitei a potri vit
succesiunii austenita -. martensita -> martensita -> martensita -> martensita fiind martensita
cu retea hexagonal compacta, martensita e', martensita cu retea romboedrica, iar martensita a,
martensita generala tetragonala ; martensitele E si e' se formeaza in otelurile cu peste 10  Mn. Din
cauza proporti ei de martensita ce se formeaza chiar la grade foarte mari de deformare si la

49
temperaturi mici nu depaseste 0,5 -1,5, rolul principal in durificarea otelurilor manganoase il are
ecruisarea.
Durificarea prin deformare a otelurilor austenitice cu mangan se pot produce in conditiile
mentinerii unei tenacitati mari, prin aceasta aceste o teluri se deosebesc de toate c elelalte materiale
rezistente la uzura la care cre sterea rezistentei la uzura fiind insotita de marirea fragilitatii.
1.11.16. Oteluri inoxidabile
Prin otel inoxida bil in general se intelege un otel care are o mare rezistenta la coroziune in
atmosfera, in vapori de apa, in solutie de saruri si de acizi e tc. deci la coroziune electrochimic a.
Fierul pur si otelurile slab aliate nu sunt rezistent e la coroziune electrochimica datorita faptului ca
pelicula de oxid c e se formeaza pe ele nu este destul de compacta p eutru a izola metalul de
interactiunea chimica cu mediul corosiv. Rezistenta la coroziune a fierului si otelului creste atunci
cand se aliaza cu cromul . Cresterea rezistentei la coroziune a aliajelor fier crom, la adaugarea
cromului, nu este poate fi contin ua ci prin salt. Pina la un continut de 12 crom rezistenta la
coroziune a fierului nu se modifica dar in momentul in care crom ul atinge 12  ea creste brusc ;
aceasta comportare fiind legata de faptul ca pina la 12  Cr potentialul de oxidare al aliajelor f ier-
crom nu se modifica ele ramanand ca si la fier, egal cu -0,6 volti, dar la 12 crom el creste brusc la
aproximativ 0,2 volti fiind pozitiv
Rezistenta la coroziune a otelurilor inoxidabile cu crom creste mai mult prin aliere cu nichel.
Rezisten ta buna l a coroziune prezinta si unele oteluri Cr -bIn, Cr -Mn-Ni si Cr -Mn-V care ofera si
avantajul ca acestea sunt mult mai ieftin e decat a liajele inoxidabile Cr -Ni, fapt pentru care acetsea
sunt utilizate ori de c ate ori este posibil, ca aliaje de inlocuire. Deoar ece chiar otelurile inoxidabile
crom -nichel se dovedesc insuficient de rezistente la coroziune in medii acide agtesice, cum ar fi in
acid sulfuric, azotic, clorhidric, fosforic etc. in amestecuri de acizi de diferite concentratii si la
diferite temperaturi pentru aceste scopuri se folosesc oteluri austenitice crom -nichel -molib den,
crom -nichel -molibden -cupru sau crom -nichel -molibden cupru -titan-aluminiu.Aliajele Ni-NIo de tip
hastelloy si metalele greu fuzibile Mo, Nb, Ta au o r ezistenta la coroziune si mai mare in medii
acide.
Otelurile inoxidabile cu cro m se impart dupa continutul mediu in crom in o teluri cu un
continut de 13, 7 si 27 crom numite oteluri Cr 13, Cr 17 si Cr 27 ,in timp ce la otelurile cu un
continut de 13 crom carbonul poate varia de la 0,08 % la 0,45  la otelurile cu 17 si 27  crom,
continutul in carbon nu poate depasi in mod obisnuit 0,15. In compozitia otelurilor 17 si 27 
crom intra rareori , pentru faramitarea grauntelui si imbunatatirea proprietatilor mecanice, titan si
nichel in procen te mici. Otelurile inoxidabile cu crom se pot clasifica si dupa structura obtinuta la
racirea in aer in:feritice, ferito -martensitice si martensitice .. Dupa structura obtinuta la racirea in aer

50
otelurile de tipul Cr 13 pot fi pentru continuturi mici in car bon (C < 0,09  ) si mari in crom (Cr >
13 % ) feritice, pentru continuturi medii in carbon si in crom, martensito -teritice iar pentru
continuturi mari in carbon (C= 0,15) si mici in crom (Cr =12  )martensitice. Deci otelul H13 este
feritic pentru C= 0,08°o si Cr = 13°/o ferito -martensitic pentru C = 0,08  si Cr = 11  iar ote lul 12
C 130 feritic pentru C=0,09 % si Cr > 130, ferito -martensitic pentru valori medii ale continutului in
carbon si crom si martensitic pen tru C= 0,15 si Cr = 12 ,Natural c a otelul H19 este feritic iar
otelurile 20C130, 30C130 si 40C130 martensitice. Deci otelurile H13 si 12C130 sunt nestabile ca
proprietati, o abatere mica. In continutul lor, in limitele compozitiei de marca, se produc modificari
mari in structura, trecandu -se de la structura feritica la mart ensitica. Clar ca olelurile feritice
neprezentand transformare nu pot fi tratate termic, o astfel de operatie se poate aplica
numai otelurilor martensitice sau ferito -martensitice, oteluri e prezinta transformare . In
acest caz efectul de durificare obtinut prin calire este cu a tat mai mare cu cat proportia de martensita
este mai r mare. In cazul in care continutul in crom este constant, iar continutul in carbon diferit,
durificarea ce se va obtine prin calire va fi cu a tat mai insemnata cu cat continutul in carbon este
mai ridicat si cu c at temperatura de austenitizare este mai mare Tratamentul termi c al otelului
12C130 consta intr -un tratament de calire de la 1000 -1050C in ulei si revenire la 600 -790,acestui
otel nu ii este permisa deoarece se produce separarea feritei c e poate micsor a rezistenta; Otelurile
crom 13 sint cele mai raspindite si mai ieftine oteluri inoxidabile. Otelurile crom 13 cu carbon
scazut 12C130 si 20C130 pot fi utilizate la confectionarea pieselor cu plasticitate mare ce sunt
supuse solicitarilor prin soc ca ventile pentru prese hidraulice, palete pentru turbine cu abur si
turbine hidraulice, aparate de uz casnic, in industria alimentara etc. Otelurile crom 13 cu carbon
ridicat 30C130 si 90C190 au o duritate si o rezistenta mare , iar din aceasta cauza sunt folositepentru
confectionarea sculelor de taiere, scule de masurat instrumente chirurgicale, arcuri, ace de
carburator, utilaj petrolifer, articole de uz casnic etc. Otelurile cu crom 17 din clasa feritica (8C170
si 08H17T) au o rezistenta la coroziune si mai mare fiind utilizate primul pentru utilaje chimice ca
tuburi de absorbtie, schimbatoare de caldura pentru gaze nitroase si acid azotic cald, rezervoare
pentru acizi etc., iar al doilea in constructii sudate c e nu pot fi supuse socurilor si temperaturilor mai
mici de -20°C si la construirea aparatajelor pentru industria chimica, rezistente la acizi cu exceptia
acidului acetic, lactic, formic, oxalic. Otelurile crom 17 feritice se pot folosi si ca oteluri rezistente
la oxidare la cald p ana la temperatura de 900°C. Otelurile crom 25 -28 apartin de asemenea grupei
feritice. Ele sunt folosite cel mai frecvent fara tratament te rmic pentru piese de cuptoare ca mufle,
tuburi (teci) pentr u termocuple, retorte sau pentru piese care lucreaza in medii foarte agresive ca
acid azotic la fierbere. In stare turnata au un graunte mare, susceptibil la crestere la temperaturi mai
mari de 850°C (de exemplu in procesul sudarii) , imprimand materialulu i fragilitate ,deoarece aceste

51
oteluri nu sufera transformarea nu este posibila farami tarea grauntelui prin tratament
terrnic.
Otelurile perlitice pot fi folosite pentru fabricarea pieselor componente ale instalatiilor
energetice (tuburi de supraincalzi re a aburilor, conducte pentru aburi, armaturi ale conductelor si
incalzitoarelor de abur bulonerie etc.), care sunt utilizate la temperaturi ce nu depasesc 500 -580°C.
sunt oteluri cu carbo n scazut din cauza ca din ele se fac in principal tevi ce urmeaza a fi imbinate
prin sudura sau cresterea continutului in carbon inrautateste sudabilitatea. Aceste oteluri sunt slab
aliate, avand un continut de crom -molibde n si vanadiu toate in jur de 1% care daca se dizolva in
ferita cresc automat temperatura d e recristalizare facand difuzia sa fia foarte d ificila, prin aceasta
marind rezistenta la cald. I n stare normalizata ele sunt formate din ferita si perlita (otelurile 16Mo3,
14C14Io4) sau din ferita si bainita ; dupa calire in ulei aceste oteluri pot fi form ate din martensita
sau martensita si bainita. Otelurile perlitice sunt folosite dupa normalizare la 950 -1050° C, urmata
de o incalzire la 650 -720°C ,urmata de racire in aer, tratament care confera otelului o structura
perIitica cu lamele foarte fine (perli ta sorbitica). Se poate aplica si calire martensitica + revenire la
sorbita, dar structura perlit ica fina confera o refractaritate mai mare dec at structura sorbitica.
1.11.17. Oteluri pentru temperaturi scazute
Otelurile folosite in conditii de te mperaturi scazute, mai mici dec at temperat ura camerei. se
impart in oteluri destinate in conditii vitrege ce se caracterizeaza prin temperaturi climaterice
scazute, de la temperatura camerei pana la aproximativ -60°C si oteluri destinate in conditii extrem
de a spre de la temperatura camerei p ana la temperaturi mai scazute, de -80°C, numite oteluri
criogene.
Dintre otelurile care sunt destinate l utilizarii la temperaturi climaterice scazute se pot
mentiona otelurile pentru constructii metalice si otelurile pentru constructii de masini ce trebuiesc
sa fie functionabile sub 0°C , acestea sunt oteluri carbon sau aliate cu temperatura de tranzi tie mica .
Otelurile criogene sunt utilizate la confectionarea masini lor si utilajelor destinate obtinerii,
transportului si conservarii gaz elor lichefiate si folosirii acestor gaze pana la temperatura lor de
fierbere: oxigenul -183°C, azotul -196°C, neonul -247°C, hidrogenul -253°C, heliul -269°C, d iferite
hidrocarburi ca metan, butan etc. de la -80 la -180°C ,etc. Ca oric e otel pentru constructi a de masini
otelurile criogene se caracterizeaza prin rezistenta, plasticitate si tenacitate. D iferenta dintre
otelurile criogene si restul otelurilor pentru constructii de masini p rovin din conditiile specifice de
lucru .In timp ce majoritatea otelurilor pentru construc tii de masini lucreaza intr -un interval de
temperaturi situat in jurul temperaturii camerei, interval de temperaturi in car e proprietatile
mecanice nu pot modifica esential, o telurile criogen e lucreaza intr-un interval mare de temperaturi
de la temperatura camerei p ana la o temperatura de fierbere a heliului lichid (4,2 iC), interval de
temperaturi in care proprietatile se modifica foarte mult. D in cauza ca la micsorar ea temperaturii

52
rezisten ta la rupere creste, iar plasticitatea si tenacitatea scad, rezisten ta de rupe re a otelurilor
criogene trebuie garantata la temperatura camerei, iar plasticitatea si tenacitatea la temperatura de
exploatare. Elementul principal de aliere din otelurile criogene este nichelul d in cauza ca el
manifesta o puternica influenta pozitiva asupra pragului de fragilitate, un continut de 6 % Ni
cobo ara temperatura de tranzitie -200°C . In afara de nichel, otelurile criogene pot sa mai contin a si
crom, mangan, titan, azot etc. Din punct de vedere structural aceste oteluri pot fi feritice, austen itice
si austenito -martensitice.
In mod frecvent , in scopul economisiri i nichelului, pentru piesele ce nu sunt supuse solicitari
dinamice se alege drep t criteriu pentru pragul de fragilitate ,criteriul ,se alege numai pentru piesele
care sunt utilizate la solicitari dinamice. As tfel otelul feritic cu 6% Ni este utilizat pana la -100°C in
cazul sarcinilor dinamice si pana la -196°C in cazul sarcinilor sta tice.
In cupru se pot desoperi cele mai diferite impuritati : Bi, Sb, As, Fe, N,, Pb, Sn, S, O, Se, Te,
P etc. La calitatile superioare de cupru impuritatile nu au vie sa depaseasca 0,1%, la cele inferioare
fiind permise pana la 1 %. Oxigenul, bismutul, pl umbul si sulful sunt insolubile in cupru solid, deci
ele se vad la microscop ca incluziuni. Celelalte impuritati s unt, la concentrat ii in care se gasesc in
cupru, solubile acestea formand solutii solide. Cele mai nefolositoare impuritati din cupru sunt
bismutul si plumbul. Aceste impuritati nu se dizolva in cupru si formeaza impreuna cu el eutectice
usor fuzibile bismutul la 99,8 % Bi iar plumbul la 99,94 % Pb . Eutecticele Cu -Bi respectiv Cu -Pb
,fiind bogate in bismut, respectiv in plumb, sunt in general confundate cu bismutul sau cu plumbul
topindu -se primul la temperatura de 270°C iar al doilea la 326°C fata de 271°C respectiv 327°C
acestea reprezentand temperaturile de topire ale celor doua metale. Avand o temperatura de topire
foarte mica eutecticele C u-Bi si Cu -Pb pot provoaca fragilitate la cald a cuprului chiar si la
continuturi extrem de mici in bismut si in plumb, ceea ce face imposibila prelucrarea plastica la cald
a unui astfel de cupru. Din aceasta cauza , in calitatile superioare de cupru nu sunt permise mai mult
de 0,005 % Bi si cel mult 0,02 % Pb ,de obicei se foloseste sub 0,05 °% Pb. Impreuna cu oxigenul
cuprul formeaza un eutectic bogat in cupru cu un contonut de 0,39% O., avand temperatura de
topire 1 065°C.
. Oxigenul for meaza eutecticul Cu -t- CuzO, c e se topeste la o temperatura foarte inalta,
fiind o impuritate relativ inofensiva in cupru no civ pent ru care este admis pana la 0,1 % ,Acesta
provoaca fragilitatea cuprului asa numita boala de Taidsogeae a cuprului c e consta in aceea ca in
prezen ta oxigenului cuprul nu are cum sa fie supus prelucra rii la cald ,fisurandu -se. Aceasta
fragilitate este explicata prin faptul ca la incalzire in vederea deformarii, daca atmosfera cuptorului
contine gaze reducatoare Hz, CO, CH, et c. ele patru nd la temperatura inalta in cupr u reactionand cu
oxigenul continut in el si poate sa formeze vapori de apa c e creeaza o mare presiune in asa fel incat
la laminarea la cald acesti vapori p ot provoca ruperi locale, adica fisuri. Sulful este de asemenea

53
insolubil in cupru formand si el un eutectic Cu + CuzS la 0,77 °o S c e se topeste la temperatur a
inalta, la 1 067°C , drept urmare sulful ca si oxigenul nu provoaca fragilitate la rosu.
1.12. D omenii de utilizare
Cuprul este folosit pe scara larga la conductori electrici, schimbatoare de caldura, radiatoare,
racitoare, placi de focar etc. Ca si material pen tu constructii de masini este foarte putin folosit, el
este insa foarte folosit sub forma de aliaje pe baza de cupr u : Cu-Zn, Cu -Sn, Cu -Al, Cu -Si, Cu-I3e,
Cu-Pb etc. Cu exceptia aliajelor Cu -Zn asan numitele alame, aliajele cuprului cu staniu, cu
aluminiu, cu siliciu etc. asa numitele bronzuri : bronzuri cu staniu, bronzuri cu aluminiu etc.
1.12.1. Aliaje Cupru –Zinc(Alame)
In practica acestea sun t utilizate pe scara larga aliajele cupr ului cu zincul ce au un continut de pana
la aproximativ 45 % Zn. Aceste aliaje se numesc alame ; de cele mai multe oriele se numesc alame
numai aliajele cupru -zinc ce au un continut de peste 25% Zn, aliajele cu mai p utin de 25% Zn asa
numitele tombacuri. Alamele pot sa fie simple aliaje binare cupru -zinc avand in compozitie si alte
elemente numai sub forma de impuritati sau aliaje complexe numite alame aliate c are impreuna cu
cupru, mai contin si alte elemente aluminiu, staniu, mangan, fier, siliciu, nichel, plumb etc.
1.12.2. Alame binare
Faza a este o faza moale se deformeaza plastic la rece usor, dar la temperaturi mari cup rinse
intre 350 -700°C, ea devine fragila datorita incluziunilor de plumb si bismut c e se gasesc sub forma
de eutectice usor fuzibile, si se topesc · Spre deosebire de faza a, faza ti este o faza dura care la
temperaturi mici, in domeniul in care exista starea ordonata se deformeaza plastic f oarte greu dar la
temperaturi mai mari dec at tempe ratura de ordine -dezordine (454 -468°C), trecand in starea
dezordo nata t, dev enind plastica la 800 °C deformandu -se foarte usor. Faza y este dura si fragila.
Alame le au proprietati mecanice net superioare cuprul ui fiind in ac elasi timp si foarte
ieftine . Proprietatile mecanice ale alamelor depind foarte mult de raportul cantitativ dintre fazele
prezente .In domeniul a rezisten Ta si alungirea cresc cu continutul in zinc, ductili tatea ating and un
maximu m la 30% Zn. Prezen ta fazei ti o determina o scadere rapida a alungirii si o accentuata
crestere a rezistentei c e atinge un maximum cand aliajul este format in totalitate numai din faza ti.
Rezistenta scade insa rapid cand in structura apare faza y fragila. Rezistenja la soc (rezilienta) se
micsoreaza iar du ritatea se mareste pe masura ce proportia de faza p creste, a liajul dev ine foarte dur
si fragil cand apare faza ·r, motiv pentru care aliajele de interes practic nu contin aceasta faza.
Alamele se caracterizeaza printr -o mare rezistenta la coroziune dar si acestea in anumite
conditii pot coroda . Dintre tipurile de coroziune foarte periculoase int alnite la alame putem
mentiona corozi punct sau fisurarea sezoniera(season -cracking) si pittingul. Coroziunea sezoniera in
general se produce in timpul anotimpurilo r umede si consta in atacul limitelor dintre graun ti sub

54
influenta atmosf ei umede si a tensiunilor reziduale c e s-au mentinut de la opera tiile de deformare
plastica la rece (ambutisare etc.).
1.12.3. Alame aliate(Alame speciale)
Imbunatatirea diferitelo r proprieta ti ale alamelor ca rezisten ta mecanica (limita de curgere si
rezistenta la rupere), proprietati de plasticitate (alungirea si g atuirea la rupere, tenacitatea, rezisten ta
la coroziune, rezisten ta la oxidare la cald, prelucrabilitate etc. se poate realiza prin aliere.
Alierea cu aluminiu, care se adauga in proport ie de pana pe la 6 %, are o putern ica influenta
asupra proprietat ilor de rezistenta ale alamelor 19 % Al acetsa ducand la cresterea rezisten tei la
rupere cu cirea 88 N/mm2. Aluminiul contribuie si la cresterea rezisten tei la coroziune si a
rezisten tei la oxidare la cald a alamelor el imbunatatind stabilitatea structurii lor, la incalzire
preveni nd cresterea grauntilor.
In general m anganul se adauga pana la 2% acesta crescand rezistenta la rupere, limita de
curgere si alungirea . Este foosit curent ca agent . dezoxidant sub forma de feromangan.
Siliciul poate ingust a domeniul solutiei solide micsorand solubilitatea zincului in cupru.
Adaugarea siliciului in alame pote duce la o crestere a proprietatilor de rezistenta, la cresterea
fluiditatii si la inlaturarea pericolului de oxidare a zincului din alame in timpul turnarii in forme.
Nichelul poate largi domeniul de existen ta al solutiei solide acesta crescand solubilitatea
zincului in cupru , imbunata teste proprietatile antifrictiune si mareste rezisten ta, plasticitatea,
tenacitatea si rezisten ta la coroziune la temperaturi ridicate , imprima alamei o culoare frumoasa si
proprietatea de a se lustrui bine.
Fierul poate sa mareasca rezisten ta la rupere, limita de curgere si alungirea la rupere. Limita
de solubilitate a fierului atat in faza a cat si in f aza p este de 0,2 %, peste aceasta limita precipit and
sub forma c ompusului FeZn7 de culoare albastra c e actioneaza in directia finisarii stru cturii .In cazul
alamelor a -f t fierul finiseaza structura Widmanstatten si imbunata teste prelucrabilitatea prin
aschiere.
Staniul poate produce o crestere a rezistentei la coroziune, rezisten tei de rupere, a limitei de
curgere si a duritatii, dar ductilit atea alamelor scade brusc la procente mai mari de 1 % Sn, d in
cauza formarii unui constituent dur si fragil.
Plumbul este practic insolubil in cupru chiar la 0,1 % ,separandu -se sub forma de mici
globule c e pot sa aibe un efect favorabil asupra prelucrabili tatii prin aschiere a alamelor, motiv
pentru care in alamele care sunt destinate prelucrarii prin aschiere se introduce circa 1, 5-3,5°o
plumb.
Alamele cu plumb sunt alame a + p ce pot fi folosite atat pentr u obtinerea prin defo rmare
pIastica la cald (presa re forjare, stampare, tragere) a unor produse semifabricate (bare, s arme table

55
etc.), cat si a unor produse turnate. Plumbul se adauga pentru a imbunata ti prelucrabilitatea p rin
aschiere.
Alamele cu aluminiu sunt caracterizate prin rezisten ta mecanica mai mare dec at a alamelor
obisnuite si prin rezistenta la coroziune si la oxidare la temperaturi ridicate mai mari. Un exemplu
de alama cu aluminiu este alama cu 76 % Cu, 22 % Zn si 2 % A1 folosita , din cauza rezisten tei mari
la coroziune pe ntru tevi de conden satoare.
Alamele cu staniu pot fi folosite pentru medii corozive ; acest tip de alama cont ine 70 % Cu,
29 % Zn si 1 % Sn si este utilizata pentru confectionarea tevilor de condensatoare,.pentru marea lor
rezistenta .
1.12.4. Aliaje Cupru -Siliciu(Bronzuri cu Siliciu)
Din acest sistem de aliaje important a practica o prezinta aliajele cu un continut de 1,5 -5%
Si, din cauza ca aceste aliaje se disting prin proprietati mecanice si prin rezistenta la coroziune
foarte buna . Nichelul si mangan ul pot ameliora proprietatile mecanice si rezistenta la coroziune a
acestor bronzuri Acestea deformeaza plastic,se prelucreaza foarte usor prin aschiere si se sudeaza
bine. Avand aceste proprietati mecanice bune, rezistenta la coroziune ridicata si elasticitate foarte
mare, ele sunt folosite pentru fabricarea arcurilor si elementelor elastice ale aparatelor si
echipamentelor radio, pieselor destinate lucrului la temperaturi de pana la 250°C sau in medii
corosive (apa dulce si apa de mare).
1.12.5. Aliaje Cupru -Plumb(Bronzuri cu Plumb)
Plumbul si cuprul sunt partial solubile in stare lichida si total insolubile In stare solida (fig.
14.4). Din acest sistem sunt utilizate in constructia de masini pentru proprietatile lor antifrictiune
ridicate, la confectionarea de lag are, bronzurile cu 25 -30 °% plumb t structura unui astfel de aliaj
este format din graunti de cupru in care sunt dispersate particule de plumb. Bronzurile cu plumb pot
contine si staniu pana la 10 %, un astfei de material prezentand proprietaki anticorosiv e bune.
1.12.6. Aliaje Cupru -Nichel
Cuprul si nichelul pot forma o serie continua de solutii solide cu retea cfc . Alierea cuprului
cu nichel poate duce la o crestere neta a proprietatilor mecanice, la marirea rezistenjei la coroziune
a rezistivitatii elect rice si a proprietatilor termoelectrice ale cuprului. Dintre aceste aliaje ale
cuprului cu nichelul putem mentiona cupronichelurile .Acestea sunt aliaje ce contin pana la 35% Ni,
fiind caracterizate prin capacitatea mare de a se deforma plastic la rece si la cald, prin rezistenta la
coroziune foarte mare , prin refractaritate si rezistenta la oxidare la cald. Din aceasta categorie fac
parte :
a – aliajele cu cir ca 20 % Ni asa numitele maillechort , extrem de plastice, asemanatoare cu
alama de ca pru dar mult mai rezistenta la coroziune si de culoare alba ;
b – aliajele cu un continut de circa 25 % Ni folosite pentru monede ;

56
c – aliajele cu un continut de circa 52% Ni asa numita nichelina caracterizat a prin
rezistivitate ma re.
Cupronichel urile sunt folosite la confectionarea instrumentelor medicale, tac amurilor,
bijuteriilor etc.
1.12.7. Aliaje Cupru -Mangan
Aliajele cuprului cu manganul sunt folosite in practica , acestea fiind aliaje solutii solide.
Dintre acestea putem mentiona aliajele cu 5 -12 % Mn, ce sunt caracterizate prin rezistivitate
electrica mare, motiv pentru care au utilizari similare nichelinei . Daca se adauga 2-4% Ni aliatului
Cu-Mn cu 12 % Mn se va obtine un aliaj numit manganin caracterizat prin rezistivitate electrica
foarte mare p = 0,43 S 2 mm²/m si un coefici ent de temperatura al rezistivitatii electrice foarte mic
(« t- 58·10t'), caracteristica c e face ca manganinul sa fie foarte apreciat la confe ctionarea
reostatelor. Dintre aliajele complexe cuprumangan mai putem mentiona izabelinul (84 % Cu, 13'%
Mn si 3% Al), novoconstantanul (82,5 % Cu, 12 % Mn, 1,5 % Fe si 4 % Al), aliajul A numit si terlo
(85 % Cu, 9,5 % Mn, 5,5 % Al) si manganinul dublu (75 % Cu, 20 % Mn si 5% Al) toate fiind
caracterizate prin rezistivitate electric a mare, manganin ul dublu avand o rezistivitate de doua ori
mai mare dec at manganinul. In afara de rezistivitate, aliajele cuprului cu manganul se c mai pot
caracteriza si printr -o rezistenta deosebita la coroziune in apa de mare si la oxidare la temperaturi
inalte.

57
CAPITOLUL II
METODE DE OBTINERE A NANOMATERIALELOR

2.1. Otelurile nanostructurate

Introducere
Materiale nanostructurate pot fi definite ca fiind microstructuri solide la scar a nanometric a ori
partial nanometric a in volumul materialului. Aceste noi tipuri de materiale pot avea propriet ati
mecanice extraordinare fata de materialele obi snuite.

Interesul privind comportamentul materialelor nanostructurate provine de la proprietat ile excelente
mecanice s i electrice pe care aceste materiale noi le au si anume: modul de elasticitate mai mic
decât al materialelor obisnuite , ace st lucru se datoreaza g ranula tiei foarte fine aparuta in material
(30 – 50 %) , duritate foarte mare ( acestea sunt de 2 la 7 ori mai d ure decât materialele cu granula tie
normala ); rezisten ta la coroziune chimic a (in special in medii de HCl); super elasticitate la
temperaturi mici; câmpuri coercitive relativ reduse in comparatie cu o telurile silicoase,
permeabilit ati mult mai ridicate decâ t acestea, magnetostric tiune aproape nul a ,etc.
Aliajele nanostructurate pe baz a de Fe, din cauza propriet atilor mecanice si chimice care le
recomand a ca fiind excelente sunt folosite in aplica tii in mecatronic a, robotic a, mecanic a fina, in
realizarea p artilor active sub form a de fire, arcuri, membrane, senzori , etc.

2.1.1. Aspecte privind ob tinerea materialelor nanostructurate metalice
Materialele metalice nanostructurate se obtin si din materiale metalice in stare amorf a. Starea
amorf a se realizeaza si pornind de la toate cele trei st ari de agregare:
– gazoas a ce presupune condensarea materialului prin: depunere in vid, pulverizare catodic a;
– lichid a → metalizare electrolitic a sau chimic a→solidificare ultrarapid a (centrifugare,
laminare, extrac tie, atomizare, cavita tie, electroeroziune);
– solid a → aliere mecanic a.

2.1.1.1 . Condensarea din faz a gazoas a, pulverizare catodic a
a) Depunerea in vid din vapori presupune obtinerea unor pelicule amorfe din metale si aliaje
simple. De pe suprafa ta materialului metalic, incalzit in vid inaintat, vaporizeaz a atomi c e sunt
condensa ti la contactul cu o plac a de baz a racita (din sticl a, safir, Al 2O3).
b) Pulverizarea catodic a const a in ob tinerea unor pelicule amorfe de 10-2 – 10-1 μm din
aliaje ale metalelor rare ( cum ar fi Gd-Co, Gd -Fe, Sm -Fe). Pulverizarea se produce incet , si se

58
porneste de la ionizarea unui gaz de presiune sc azuta, ce se transform a in plasm a ca urmare a
actiunii ionilor emi si de un catod.
c) Depunerea chi mica a vaporilor (Chemical Vapour Deposition -CVD) const a in obtinerea
unor pelicule amorfe ( de preferat din materiale ceramice: SiC, Si 3C4, BN) prin depunere
chimic a pe o plac a de baz a racita si prin impurificarea controlat a a semiconductorilor.
Vaporii u sori sunt descompu si termic prin trecerea peste o plac a masiv a, incalzita, fiind
apoi condensa ti pe o plac a de baz a racita.

2.1.1.2. Metalizarea
Metalizarea se poate realiza pe dou a cai:
a) Metalizarea electrolitic a, const a in ob tinerea unor pelicule amorfe prin depunerea pe
catodul din Cu sau grafit, a ionilor rezulta ti prin dizolvarea anodului in electrolit.
b) Metalizarea chimic a , const a in obtinerea unor pelicule amorfe pe baz a de Ni si Co c e
contin P si B, prin depunerea clorurilor metalice din solutiile apoase. Peliculele au o densitate
ridicat a.
2.1.1.3. Solidificarea ultrarapid a
Procedeul se aplic a la obtinerea lamelelor sub tiri, a benzilor, a filamentelor sau a pulberilor
amorfe si implic a realizarea unor viteze de r acire de pân a la 109 K/s.
Metode de ob tinere a filamentelor amorfe
Filamentele au o sectiune transversal a in form a de „D” si sunt utilizate , ca materie prim a , la
obtinerea pulberilor metalice amorfe, prin m acinare. Forma de „D” este rezultatul ac tiunii
combinate a for tei centrifuge si a contrac tiei lichidului de la solidificare. Filamentele se pot obtine
prin procedee de extrac tie din topitur a, cu variantele din creuzet si din pic atura suspendat a.
a. Metoda extrac tiei din topitur a (figura 30) – folose ste discuri dublu t ronconice din cupru
sau alam a ce imprim a filamentelor o traiectorie fix a. Dac a discul are margine canelat a, se vor obtine
ace amorfe

59

Fig. 30 Metoda extrac tiei di n topitur a[31] Fig.31 Metoda extrac tiei din pic atura
Suspendat a[31]

b. Metoda extrac tiei din pic atura suspendat a (figura 31 ) – „culege” pic atura de la baza unui
lingou ce este impins incet printr -un inductor pe care il topeste superficial.
c. Racirea pe substrat rotativ a aliajului topit. Aliajul topit (figura 3 2), ca urmare a ac tiunii
unui incalzitor, se afl a intr-un creuzet c e are la partea inferioar a o duz a calibrat a . Sub efectul
presiunii unui gaz inert (Ar) lichidul este impins prin duz a. Jetul de lichid continuu cade pe un
cilindru rotativ ce se afla la mica distan ta de duz a. Banda amorf a rezultat a are o rugozitate mai mare
pe suprafa ta liber a, ce nu a fost in contact cu cilindrul. Jetul de aliaj topit poate sa fie liber (duz a
circular a) sau plan. Substratul de rota tie poate sa fie suprafa ta exterioar a sau interioar a a unui
cilindru rotativ. Cilindrii sunt facuti din materiale cu foarte mare conductivitate termic a (fiind, in
plus r aciti cu ap a) si cu o suprafa ta de lucru foarte bine finis ata.

Fig. 3 2 Racirea pe substrat rotativ [31]

60

Metode ob tinere a pulberilor amorfe
Pulberile amorfe se se obtin si prin atomizare, centrifugare, cavita tie, electroeroziune, aliere
mecanic a sau m acinare.
Atomizarea c onsta in formarea si racirea pic aturilor de metal lichid in mai multe variante (cu jet
de gaz, de ap a sau combinat, centrifugarea topiturii, metoda electrohidrodinamic a etc.)
Procedeele de atomizare sunt: Atomizarea cu jet de gaz inert, Atomizarea cu jet de ap a, Atomizarea
gazo-lichid a, Atomizarea cu strat de ap a in rota tie, Atomizarea electrohidrodinamic a, Pulverizarea
prin centrifugare cu r acire in jet de gaz care utilizeaza un disc concav c e se rote ste cu o tura tie de
24000 rot/min. Sub efectul for tei centrifuge si a presiunii gazului inert (He) se produc pulverizarea
si amorfizare la viteze de r acire de ordinul a 107 K/s, Pulverizarea combinat a: cu jet de gaz inert,
prin centrifugare si racire final a cu jet de ap a ne permite sa obtinem viteze de r acire de 107 K/s.
Metoda cavita tiei const a din comprimarea topiturii, f ara racire, intre doi cilindri rotativi si
imprastierea ei la ie sirea .Cilindrii se rotesc cu pân a la 10000 rot/min.
Metoda electroeroziunii const a din desprinderea din electrozi de mici particule sub form a de
scântei (desc arcari electrice) c e sunt r acite in lichidul dielectric inconjur ator. Scânteile se produc cu
intermiten ta, sub efectul sursei de alimentare. Particulele care sunt desprinse sunt topite si
amorfizeaz a in dielectricul inconjurator.
Alierea mecanic a. Alierea mecanic a se face prin macinare umed a sau uscat a.
Recristalizarea aliajelor amorfe in scopul ob tinerii nanostructurilor metalice
La incalzire s-a constatat ca la materialel e are loc fenomenul de cristalizare, si anume
transformarea lor dintr -un solid amorf intr-un solid cristalin. Cristalizarea ca stadiu final ireversibil
al transform arii aliajelor amorfe se produce izoterm sau la incalzirea continu a. Aceste moduri de
desfa surare a transform arilor sunt indicate in diagrama din figura 33.

Fig. 33 Transform arile la recristalizare ale unui aliaj amorf [31]

61
Curba de r acire (a) corespunde form arii fazei amorfe, curba de incalzire (b) corespunde
cristaliz arii la incalzire continu a iar curba de incalzire (c) corespunde cristaliz arii izoterme.
Temperatura Tx poate depinde de viteza de incalzire a aliajului amorf si poate l sa ia valori de la 100
0C-1000 0C in func tie de natura aliajului.
Prin incalzirea aliajelor amorfe pân a la curba de sfâr sit de cristalizare (figura 33) se pot
obtine urmatoarele tipuri de aliaje nanocristaline:
-aliaje nanocristaline -nanocristale imersate intr-o matrice amorf a;
-aliaje nanocvasicristaline – nanocvasicristale intr-o matrice ce es te formata dintr -o solu tie
solid a;
-aliaje nanoamorfe – nanofaze amorfe imersate intr-o matrice de solu tie solid a.
2.1.1.4. Concluzii
ș Prin procedeele care sunt prezentate se pot obtine materiale nanostructurate metalice din
materiale amorfe prin efectuarea tratamentului termic de recristalizare.
ș Materialele metalice amorfe se pot obtine sub form a de produse (fire, fibre, benzi, pulberi)
cu dimensiuni de 10 –100 μm. In cazul benzilor sau fibrelor, lungimea si latimea lor variaz a in
functie de procedeul de ob tinere aplicat. Vitezele de r acire a metalului topit care sunt necesare
pentru realizarea st arii amorfe sunt de ordinul 10-6 – 10-9 0C.
ș Temperatura T x depind de viteza de incalzire a aliajului amorf si pot lua valori de la 100
0C -1000 0C in func tie de natura aliajului.
ș Prin incalzirea aliajelor amorfe pân a la curba de sfâr sit de cristalizare se ob tin urm atoarele
tipuri de aliaje nanocristaline:
-aliaje nanocristaline – nanocristale imersate intr-o matrice amorf a;
-aliaje nanocvasicristaline – nanocvasicristale intr-o matrice format a dintr -o solu tie solid a;
-aliaje nanoamorfe – nanofaze amorfe care sunt imersate intr-o matrice de solu tie solid a.
2.2. Obtinerea nanostructurilor prin procesul de aliere mecanica
Materialele ce se obtine prin procesul de aliere mecanica au proprietati mecanice
excelente , de exemplu se putem obtine o combinatie favorabila intre duritatea mare la temperatur a
scazuta si rezistenta la oboseala la temperatura mare, de pana la 1373 K . Unicitatea metodei de
obtinere a aliajelor prin aliere mecanica este bine pusa in evidenta la fabricarea materialelor c e nu
se pot obtine prin alte metode.
Alierea mecanica poate fi folosita la sintetizarea unei game extinse de materiale cum ar fi :
materiale ceramice, compusi intermetalici si materiale compozite. Alierea mecanica poate surclasa
multe din restrictiile alieri conventionale, de exemplu doua metale cu diferente mari ale valori

62
punctelor de topire, pot sa fie aliate usor cu ajutorul ace stei metode de sinteza.
Este, deasemenea, o metoda alternativ a de sinteza pentru procese le de ne echilibru ca: solidificarea
rapida (RQ) si depunerea fizica de vapori (PVD). Cu toate acestea, sunt si exceptii de materiale c e
nu pot fi sintetizate prin aliere mecanica, procedeul de aliere mecanica oferind insa posibilitatea de
a obtine materiale care prin alte procedee nu pot fi sub nici o forma obtinute.

2.2.1. Aliaje ODS (Oxide Dispersion Strengthened Alloys).
Primele aplicatii ale procedeului de aliere mecanica au fost pentru obtinerea aliajelor
ODS, in general superal iaje si aliaje pe baza de Al . Ruperea si sudarea la rece repetata a
pulberilor particulelor intr -o atmosfera inerta, poate conduce la formarea straturilor oxide pe
suprafata pulberilor, particulelor si in structurile ce sunt depuse.
Daca marim timpului de macinare, procesul de sfaramare, a straturilor de oxid, conduce la
aparitia de bucati din ce in ce mai mici, bucati care sunt incorporate in microstructurile pulberilor,
in asa fel se conduce la la formarea dispersiilor oxide in interiorul particulelor aliate mecanic,
lucru c e are ca efect cresterea proprietatil or mecanice ale materialul astfel sintetizat.
2.2.2. Materiale amorfe.
In anul 1979, White a folosit o moara SPEX pentru a putea alia pulberi de Ni si Sn. Chiar
daca s copul sau a fost acela de a obtine pulberi superconductoare A15, el a vazut ca o faza amorfa
poate fi sintetizata ca un produs secundar. Primele studii detaliate ale amo rfizarii au fost facute de
Kochet al [3] pentru a obtine sticla metalic a Ni-Nb, folosind moara de mare ener gie SPEX -8000.
Macinarea a fostfacuta intr-o atmosfera normala, sau cu heliu. S e putea observa ca in timpul
macinarii dimensiunea cri stalelor aparente scade rapid la valoarea c ecorespunde obtinerii aliajelor
amorfe. Amorfizarea prin aliere mecanica a fost intens studiata prin compararea modelului
difractiei cu raze X si a temperaturii de recristalizare a pulberilor ce se obtin prin alierea mecanica
dar si pentru a putea obtine aceleasi pulberi prin solidificare rapida. De atunci amorfizarea prin
aliere mecanica a dat nastere la numeroase cercetari. S-a putut observa ca aliajele amorfe pot sa
fie o btinute din alte pulberi sau ali aje intermediare. Kim si Koch au vazut formarea aliajului
Nb3Sn in moara vibratoare SPEX. Rezultate similare au fost vazute si in cazul sistemelor Nb -Ge,
Nb-Si, Fe -Sn si al sistemelor Z r-Al. In cazul sistemului Ni -Zr s-a descoperit alt tip de reactie de
amorfizare, unde compusi cristalini intermediari se pot forma ca produse intermediare.
O alta descoperire asemenea ca alierea mecanica in morile vibratoare ,conduc direct la
formarea fazelor amorfe fara faze intermediare. Amorfizarea prin aliere mecanica a sistemelor de
aliaje ternare a fost de asemenea raportata.

63
Amorfizarea prin aliere mecanica are multe avantaje fata de alte metode, cum ar fi : obtinerea
unei game largi de structuri, simplitatea si usurinta procesului de sinteza.

2.2.3. Solutii solide.
De obicei, sistemele binare unde dimensiunea atomilor difera cu mai mult de 15%,
manifesta o solubilitate foarte l imitata . Totusi, aceste limite de solubilitate pot sa fie usor marite
prin procedeul de aliere mecanica.Metalele cu temperaturi pozitive de amestecare, cum ar fi cuprul
cu fierul, niobiul, vanadiumul, titanul , care sunt foarte dificil de aliat prin metode
conventionale, pot sa fie aliate mecanic, formand solutii solide sau faze amorfe. Acest rezultat
este la fel cu c el obtinut prin racirea rapida a unei topituri cu aceeasi compozitie chimica, chiar
daca a fost acceptat ca procesul de topire adiabatica sa nu ia nastere in timpul alierei me canice.
2.2.4. Compusi intermetalici .
Compusii inermetalici au foarte multe intrebuintari , cum ar fi : rezistenta ridicata la
temperatura, stabilitate din punct de vedere termic, re zistenta buna la coroziune, proprietati
electrice si magnetice unice. Desi sunt foarte greu de obtinut prin metode metalurgice clasice, din
cauza ca au temperatur i ridicate de topire si tendinta de segregare. Posibilitatea depasirii acestor
probleme prin procesul de aliere mecanica a atras atentia multor cercetatori. Fazele inter mediare si
compusii intermediari au fost sintetizati din pulberi elementare prin procesul de aliere mecanica, in
doar cateva sisteme de aliaje. Janget al a studiat dispersia AI 2O3, Y 2O3 si ThO 2 in pulberi de Ni 3AI
prin aliere mecanica. Dispersiile intermetalice au scazut in dimensiuni si au crescut rezistenta lor,
totusi ductilitatea la temperatur a camerei a fost redusa. Koch si Kim au sintetizat compusii
intermetalici Nb 3Ge, Nb 5Ge2 si NbGe 2 prin aliere mecanica din Nb si Ge pur, si produse similare
Nb3Sn si Nb 6Sn5 prin aliere mecanica din Nb si Sn pur. In cazul Nb 3Sn si Nb 3Ge, continuarea
macinarii poate duce la formarea formatiunilor de faze amorfe. Un numar mare de compusi
intermetalici au fost obtinuti prin aliere mecanica, ca in prima faz a in procedeul de
sinteza. Compusii intermetalici obtinuti pot sa aibe diferite aplicatii cum ar fi: magnetii permanenti
si materiale le de stocare de hidrogen. Bennet al a reinnoit cercetarile pentru cateva sisteme de
compusi intermetalici unde amestecul elementelor componente a fost realizat prin procedeul de
aliere mecanica, la fel de bine ca formarea de compusi partiali.

2.2.5. Materiale nanostructurate.
Formarea structurilor nanocristaline prin macinarea in mori cu bile de mare energie a largit
metodele de aliere mecanica. Primul studiu sistematic a fost realizat de Fechetet al procesul de
studiu al mecanismului de amorfizare al compusilor intermetalici, si a fost despre sintetizarea

64
nanocristalelor prin aliere mecanica unde s-a observat modificari la nivel microstructural ca si de
asemenea o crestere de energie in acelasi timp cu marirea timpului de macinare, intr -o serie de
metale cu retea cristalina de tip cvc (Fe, Cr, Nb, W) si he (Zr, Hf, Ca). S-a descoperit ca in timpul
macinarii s-au dezvoltat dislocatii in structura grauntilor si in acelasi timp grauntii se ,,sparg ”, in
asa fel incat acestia ajung la dimen siuni nano de 9 – 13 nm.
Structurile nanocristaline au putut fi obtinute prin amestecarea, in mori cu bile de mare
energie, a unui numar mare de pulberi cum ar fi: Cr, Nb, W, Hf, Zr si Cu, Fe, Ag si C .In ultimii
ani, s -au depus mari eforturi consi derabile pentru a se produce in situ-ri (la fata locului)
nanocompozite, prin aliere mecanica. Provenzano si Hltz au aratat cum se formeaza
nanocompozite le in sistemele Ag -Ni si Cu -Nb prin aliere mecanica. Zhuet al a sintetizat
nanocompozite din sistemul Pb -AI si Cu -Fe.

2.2.6. Materiale compozite
Un avantaj care este semnificativ alierii mecanice este acela ca putem obtine cu usurinta
compoziti ei si microstructur ii omogene. Alierea mecanica s -a dovedit sa fie o metoda stabila de
producere a pulberilor ceramice. Ramforsarile in compozitele cu matrice metalica includ: carburi,
nitruri, oxizi si faze elementare .Alierea mecanica depaseste problemele aglomerarii particulelor
de ramforsare, probleme ce sunt cauzate de diferentele de dimensiune a particulelor implicate.
Materialele compozite ce se obtin prin aliere mecanica includ si compozitele pe baza de Ni si
Al.

2.2.7. Quasicristale.
In literatura de specialitate au fost cateva detalieri despre formarea quasicristalelor. S-a
descoperit ca faze metastabile diferite au fost obtinute la diferite intensitati de macinare si ca
quasicristalele pot fi utilizate ca faze intermediare.
2.2.8. Alierea mecanica: fundamente.
2.2.8.1.Interactiunea bile -pulbere.
Pulberile obtinute prin aliere mecanica, pot sa fie doua (sau mai multe) pulberi metalice,
pulberi pe baza de compusi intermetalici ori pulberi dispersate.Structurile nanocristaline au fost
obtinute prin amestecarea, in mori cu bile cu energie mare , a unui numar mare de pulberi cum
sunt: Cr, Nb, W, Hf, Zr si Cu, Fe, Ag si C .

65
In ultima perioada s-au depus eforturi considerabile pentru a se putea produce in-situ (la fata
locului) nanocompozite, prin aliere mecanica. Provenzano si Hltz au aratat formarea de
nanocompozite in sistemele Ag -Ni si Cu -Nb prin aliere mecanica. Zhuet al a sintetizat
nanocompozit e din sistemul Pb -AI si Cu -Fe.Marirea timpului de amestecare, duce la o interdifuzie,
reactie c e are loc la suprafata proaspata (sau curata) a straturilor intime ale particulelor de pulbere.
Cei mai important parametrii ai procesului sunt urmatorii:
– energia de impact E:
E = ~m blk-vlpaa [J]
– frecventa de impact N:
N [loviluri • s'1]
– intensitatea de macinare I:
I = N -E = ±N -mblls-vlpxl [W]
– doza de energie D:
D = I -t = N -E-t [J]
– doza specifica D m:
D N^!_I C jf.t.S [J/g]
»W* 2
unde avem: m bi|e – masa bilelor implicate in proces; v impact – viteza de impact a vilelor; m pu|bere –
masa pulberii implicate in proces; C R- raport de incaracre (CR>1, raportul dintre masa bilelor si
masa pulberii),

2.2.8.2. Morfologia particulelor si evolutia microstructurala.
Pentru a putea determina morfologia si evolutia microstructurala a particulelor ce sunt
implicate in procesul de aliere mecanica, la intervale regulate de timp se vor scoate cantitati mici
de pulbere macinata, aceste pulberi intermediare au fost analizate folosi nd metodele de investigare
SEM, OM, XRD, etc. Pana in prezent morfologia si evolutia microstructurala a fost inteleasa din
punct de vedere calitativ, in special pentru sistemele de pulberi ductil/ductil s i ductil/fragil.
Evolutia morfologiei si a microstructurii in timpul procesului de macinare a fost pusa pe seama
sudarii la rece si ruperii particulelor ce sunt implicate in proces. De fiecare data cand bilele se

66
ciocnesc, particule care sunt prinse se deformeaza, sudarea la rece a re loc intre astfel de particule
in timpul coliziunilor repetate care au loc. In particulele sudate la rece, de -a lungul interfetei
formate prin sudare, pot sa aiba loc reactii in stare solida, in asa fel incat sa se realizeze, pentru
particula nou formata prin sudare, o schimbare majora a compozitiei chimice.
Evolutia morfologiei si a microstructurii este foarte influentata de ductilitatea particulelor
supuse procesului de aliere mecanica. In functie de caracterul ductil/fragil al pulberilor implicate in
procesul de aliere mecanica exista trei posibilitati:
o sisteme ductil/ductil;
o sisteme ductil/fragil;
o sisteme fragil/fragil.
2.2.8.3. Sisteme ductil/ductil.
Cea mai completa descriere a comportamen tului pulberilor ductil/ductil in procesul de aliere
mecanica a fost facuta de Bemjamin si Volin , pe baza observatiilor evolutiei morfologice si
microstructurale a aliajelor Fe -Cr in timpul alierii mecanice. Procesul de aliere mecanica a fost
impartit de Benjamin si Volin in cinci in tervale (descrise schematic in figura 34).

Fig.34 . Cele cinci stadii ale alierii mecanice dupa Benjamin si Volin. [32]

Etapa initiala: Aceasta etapa implica amestecarea, deformarea, rupere si sudarea particulelor
implicate in procesul de aliere mecanica. In ace asta etapa se pot obtin e particule cu granulatie fina.
In ace asta etapa forma particulelor, de pulbere, se aplatizeaza, avand insa acelasi volum ca si
pariculele initiale. La sfarsitul acestei etape se va forma un numar destul de mare de particule
compozite, de diferite compozitii chimice, ce sunt aranjate in straturi paralele. In aceasta etapa,
distributia marimii particulelor nu se va schimba drastic, particulele de pulbere si straturile

67
sudate vor raman e relativ ductile. In aceasta etapa duritatea particulelor va ramane apr oximativ
neschimbata comparativ cu a particule lor initiale.
Etapa a doua (etapa de predominanta a sudurii): In aceasta etapa se va manifesta o crestere
substantiala a grauntilor a platizati sudati inte ei. Particulele sudate vor fi alcatuite dintr -o structura
compozita multistrat, straturile sunt paralele cu axa longitudinala a particulelor. In afara de
particulele aplatizate si sudate, in incarcatura mai exista si particule mici, ce sunt desprinse (rupte)
din marginea pa rticulelor aplatizate. Duri tatea particule lor va creste seminificativ comparativ cu a
particulelor initiale, d in cauza deformarii severe suferite de particule.
Etapa a treia (etapa de formarea a particulelor echiaxe ): in aceasta etapa putem observa: o
scadere masiva a particulelor aplatizate si toto data o cresterea a numarului particulelor echiaxe ce
sunt formate. Aceste lucruri se intampla din cauza scaderii ductilitatii particulelor compozite. In
aceasta etapa, practic, vor dispar a particulele elementare de pulberi initiale, prin legarea acestora
prin sudare de alte particule. Toto data, in aceasta etapa, iau nastere particule compozite , acestea
fiind alcatuite din structuri lamelare paralele.
Etapa a patra (etapa sudarii particulelor compozite): in ace asta etapa are loc sudarea
particulelor compozite intre ele, acest proces avand loc fara sa se respect e orientar ea
preferential a de sudare. Distanta dintre lamelele paralele se micsoreaza pe toata durata acestei
etape, totodata lamelele vor manifesta o tendinta de curbare. In timpul procesului are loc o crestere
continua a duritatii particulelor formate, toto data cu scad erea ductilitatii acestora, ceea ce va face
ca tentinta de rupere a particulor sa fie din ce in ce mai mare.
Etapa a cincea (etapa finala de procesare): ace asta etapa este caracterizata pri ntr-o
crestere a omogenitatii structurale si a dimensiunilor particulelor. In ace asta etapa se va atinge
un echilibru intre procesele de rupere ale particulelor si procesele de sudare ale acestora, de
aceea, in acesta etapa va avea loc numai o rafinare a dimensiunilor particulelor. Toto data
microstructura acestor pa rticule va deveni din ce in ce mai fina.
Procesul de aliere mecanica pentru sistemele ductil/ductil a mai fost studiat si de Kusch keetal ,
ajungand la concluzia ca procesul de aliere mecanica poate sa fie divizat in trei etape:
-etapa I: particulele sunt deformate plastic, acestea putand sa se rupa;
-etapa II: in acela si timp cu deformarea si ruperea particulor va incepe si
procesul de sudare al acestora

68
-etapa III: se va stabil i un echilibru intre procesele de rupere si de sudare
a particulelor, deformarea plastica va juca un rol minor.
Comparand toate cele trei etape ale lui Kuschke cu cele cinci ale lui Benjamin si Volin,
observa ca:
-etapa I a lui Kuschke corespunde cu etapa I a lui Benjamin si Volin;
-etapa II a lui Kuschke corespunde cu etapa II si III a lui Benjamin si Volin;
-etapa III a lui Kuschke corespunde cu etapa IV si V a lui Benjamin si
Volin;
In aceste sisteme particulele fragile se vor rup e, fragmentele care sunt rezultate vor fi inglobate
intre particulele ductile aplatizate in timpul deformarii (figura 3 5).

Fig. 3 5. Morfologia particulelor in timpul alierii mecanice pentru sistemele ductil/fragil. [33]
Particulele deja form ate se sudeaza intre ele, toto data are loc si o fragmentare a acestora,
astfel incat la sfarsitul procesarii particulele compozite formate au in structur a o dispersi e fina de
particule fragile .
2.2.8.4. Sisteme fragil/fragil.
In prima faza de dezvoltare a sintezei prin aliere mecanica s -a crezut ca procesarea sistemelor
fragil/fragil avea ca rezultat doar o fragmentare a acestora fara sa se realizeze alierea. In schimb
s-a dovedit ca la diferite compozitii pentru sisteme fragi/fragil putem sa obtine m aliaje
omogene, de exemplu au fost obtinute solutii solide in sistemul Si -Ge, compusi intermetalici in
sistemul Mn -Bi si faze amorfe in sistemul Ni -Zr.
Mecanismul de aliere mecanica in sistemele fragil/fragil nu este momentan pe deplin inteles,
observatiile microstructurale ce au fost facut e in aceste sisteme pot sa fie difer ite mult de cele
pentru sistemele ductil/ductil.

2.2.8.5. Metode de sinteza prin aliere mecanica.
Metalurgia pulberilor ce este folosita in principal pentru a reduce dimensiuni le particulelor,
in pre zent este foarte importanta metoda pentru producerea unor clase variate de
materiale. Termenul de aliere mecanica (MA-Mechanical Alloying) este din ce in ce mai cunoscut

69
in stiinta materialelor si literatur a metalurgica de specialitate. Pana in prezent , procesul de aliere
mecanica, utilizand in special morile cu bile (Ball -Milling) si /sau morile cu bare (Rod -Milling), a
fost tratat cu mare atentie ca o puternica unealta ce produce ca teva din cele mai avansate materiale,
incluzand faze de echilibru si de neechilibru (amorfe, quasicristale, nanocristaline, etc.) si materiale
compozite. In plus alierea mecanica a fost folosita pentru reducerea unor oxizi metalici prin
amestecarea pulberilor oxide cu metale, reduce agenti la temperatura camerei. De fapt, alierea
mecanica este un proces unic unde are loc o reactie in stare solida intre pulberile proaspete ale
materialelor reactante la temperatur a camerei. Consecutiv, alierea mecanica, poate sa fie folosita in
scopul producer ii aliajelor si compozitelor ce sunt foarte dificil sau proape imposibil de obtinut
prin metode conventionale (aliere prin topire). Sinteza prin a lierea mecanica poate sa fie obtinuta
in mai multe moduri , cele mai frecvent utilizate utilaje pentru alierea mecanica sunt urmatoarele:
-moara orizontala cu bile (planetary ball -mill);
-moara planetara cu bile (planetary ball -mill)',
-moara vibratoare (vibratory ball -mill);
-moara atritoare (attrition ball -mill);
-moara tubulara (tubular ball -mill);
-etc.
2.2.8.6. Moara orizontala cu bile.
Moara conventionala cu bile orizontala, care este prezentata in figura 36, se roteste in jurul unei
axe centrale orizontale. In aceste tipuri de mori, pulberile si bilele vor fi puse intr -un cilindru cu
diametrul mai mare de 1 m.Viteza cu care se roteste cilindrul trebuie s a fie chiar sub limita de
viteza critica la care bilele se lipesc de pe retii cilindrului, in asa fel incat frecventa de impact sa
fie in general scazuta. Cilin drul ar trebui sa aibe un diametru mare, pentru a putea sa gener eze
destula energie de impact.Aceasta moara trebuie sa fie folosita in general in i ndustrie, acolo unde
cantitati mari de pulberi sunt necesare pentru a putea fi aliate mecanic intr -o singura incarcare.
Timpul de procesare, in acesta moara, este, de obicei, de ordinal zilelor. In comparatie cu alte tipuri
de mori aceasta este relativ economica.

70

Fig.36-Moara conventionala orizontala cu bile [33]
2.2.8.7. Moara planetara cu bile.
Procedeul de aliere mecanica care este bazat pe moara planetara cu bile este unul dintre cele
mai cunoscute si larg folosite procedee de aliere mecanica, acesta fiind folosit pentru a putea
obtine aproape toata gama de materiale enumerate mai sus. La acest tip de moara, energia
dezvoltata de aceasta este condiserabila din cauza ca bilele si materialul ce se doreste a fi
maruntit se lovesc de pereti interiori ai rec ipientelor mori, forta centrifugala efectiva atinge de
pana la aproape 20 ori acceleratia gravitationala .Miscarea unei mori planetare cu bile implica
rotatia recipientului mori dupa doua axe verticale separate, analog cu rotatia pamantului in jurul
propri ei axe si in report cu soarele. Aceasta moara trebuie sa fie formata dintr -un disc si doua sau
patru recipiente planetare. Acest disc se roteste intr -o directie in jurul axei sale centrale in timp ce
recipientele se rotesc in directia opusa in jurul propriilor lor axe. Fortele centrifuge create de rotatia
recipientelor in jurul propriilor lor axe si ce -a a discului sunt aplicate bilelor si amestecurilor de
pulbere din interiorul recipientelor.Impactul este intensificat in momentul in care bilele se ci ocnesc
unele de altele. Energia de impact a acestor tipuri de mori poate sa fie modificata, alternand viteza
de rotatie a discului. Fortele centrifugale cauzate de rotatia masei ce sustine incintele mori si
de miscarea separata a incintelor, poate sa actio neze asupra incintelor mori (bile si pulberi).

Fig. 37. Vedere a unei mori planetare cu bile; sectiune printr -un
recipient de lucru. [33]

71
Din cauza ca directia de rotire a discului si cea a incintelor mori sunt opuse, fortele
centrifugale sunt sincronizate alternativ si opus. Din aceast motiv , bilele si pulberea din interior,
se lovesc alternativ de pereti interior i ai recipientelor mori si sunt ridicate si aruncate in interior la
viteze mari asa cum putem vedea si schematic in figura 37.Avantajul acestui tip de moara nu este
numai energia mare de impact, dar si frecventa mare de impact, c e scurteaza timpul procesului
de aliere mecanica.
Alt avantaj semnificativ al acestei mori, este acela , ca poate fi manuit cu mare usurinta si
incarcari i recipientelor de macinare, acestea avand volume mari de pana la 450 – 500 ml.
2.2.8.8. Moara vibratoare.
Moara vibratoare cu bile este un alt tip de moara cu bile, de mare energie, ce se foloseste in
principal, pentru prepararea aliajelor amorfe. In cazul mori i vibratoare cu bile, cilindri vibratori ai
mori i sunt mult mai mici in comparatie cu moara planetara cu bile, capacitatea acestora poate sa
ajunga si pana la 10 ml in volum. In acest tip de moara incarcatura de pulbere si uneltele mori i
(bilele) sunt agitate in 3 directii perpendiculare (figura 38) ce ating viteze foarte mari de pana la
1200 rpm.
Moara vibratoriala cu bile este formata in principal din doua containere, in care se afla
pulberile de material si bile de otel ce pot realiz a maruntirea materialelor, o sursa de produs
vibrat ii si un arc tip foaie, pe c are se sprijina atat cele doua containere ale mor ii dar si sursa de
produs vibrati i.

Fig.38- Schema [33]
Cel mai utilizat tip de moara, vibratoare, folosita este SPEX -8000 (figura 39), aceasta functioneaza
agitand un recipient, de dimensiuni mici, la frecvente ridicate, in cicluri complexe c e presupun
miscarea dupa trei axe. Acest tip de moara poate furniza energii de lucru comparative cu cele
furnizate de morile tip atritor. Recipientul are o capacitate de pana la 55×10~6 m3, ceea ce face
acest tip de moara ideal pentru cercetari de laborator, d in cauza ca proceseaza cantitati mici de
pulberi (mai putin de 1 5 g) intr -un interval de timp scazut.

72

Fig. 39. Moara vibratoare SPEX -8000. [33]
Materialele care urmeaza a fi macinate se vor adauga in containierele mori i iar apoi se
incepe macinarea acestora pana cand se va transforma in pulberi fine, Pulberile cu o granulatie
ultra fina astfel obtinute pot sa fie aglome rate si sinterizate in piese solide prin diferite procedee. Un
alt tip de moara vibratoare este cea de tip agitator cu bila (figura 40). Aceasta moara poate
dispune de o singura bila in interior, fiind folosita ca un dispozitiv de a investiga procesul de aliere
mecanica dar si ca o unealta pentru a putea studia efectul miscarilor sistemului in procesul de
macinare.

Fig. 40 Schema constructiva a unei mori agitatoare. [33]
2.2.8.9. Moara atritoare.
Acest tip de moara a fost introdus in industria aliajelor in anul 1922 de Szigvari cu scopul de a
putea obtine cu mare usurinta si intr -un timp scurt pulberi de sulf, pulberi ce sunt fo losite in
procedeul de vulcanizare a cauciucului.
Morile atritoare pot fi de doua tipuri:
-mori atritoare verticale;
-mori atritoare orizontale.

73
a. Atritorul vertical.
Schema constructiva a atritorului vertical este prezentata in figura 41.
In aceast tip de moara procesul de macinare are loc cu ajutorul unui agitator, ce se invarte
vertical central.
Capacitatea atritorului folosit pentru procedeul de aliere mecanica trebuie sa fie cuprins intre
3,8×10~3m3 si 4,2xlO~3m3.

Fig. 41. Moara atritoare verticala .[33]
Axul central, alaturi de paletele sale, se roteste cu turatii de pana la 250 rpm in interiorul
unui container stationar. Bilele din interiorul sau sunt agitate si genereaza o energie de coliziune
mare intre bilele din otel si incarcatura de pulbere. Din cauza vitezei mari de rotatie a axului
central, capacitates atritorului eate limitata. Aceasta moara poate sa fie utilizata pentru a procesa
volume moderate de material cuprinse intre 3.8*10~3 m3 si 3.8x1fJ1m3, timpul de macinare in
aceasta moara este de ordin ul orelor.
b. Atritorul orizontal.
Datorita miscari i mari de frecare dintr e axul central – bilele din otel si container – bile se
poate r ealiza usor contaminarea pulber ilor. Pentru a putea reduce aceasta contaminare, uneltele
mori pot fi acoperite cu acelasi material ca cel ce urmeaza a fi procesat. D in cauza ca containerul
este stationar el poate fi usor racit cu apa.
Un al t tip de moara de tip atritor este atritorul orizontal, cunoscut si sub denumirea de
simoloyer (figura 42). Aceasta este o moara, cu bile, rotitoare care combina avantajele morilor
orizontale si a celor de tip atritor.
In aceasta moara, un rotor orizontal se roteste cu turatie mare, care pune in miscare bilele.

74

Fig. 42. Moara atritoare orizontala. [33]
2.2.8.10. Moara tubulara.
Moara tubulara a fost folosit a incepand cu anul 1876. Acest tip de moara poate fi
caracterizat de folosirea bilelor din fier sau otel (ca obiect de macinare). Moara tubulara este
prezentat schematic in figura 43. Morile tip tub sunt co nfectionate dintr -un tub de otel c e se
roteste dupa o axa orizontala. Incarcatura poate sa fie formata din bile sau tije de metal
ce actioneaza asupra pulberilor ca o unealta de ma cinare.
Particulele de pulbere reactanta ajung (sau se intalnesc) in contact cu fortele abrazive, c e
reduc dimensiunea particulelor si maresc reactia solida dintre elementele pulberilor.
Capacitatea acestor mori poate fi conditionata de cateva variabile:
-raportul lungimi pe diametrul tubului mori;
-viteza de rotatie a mori i;
-dimensiunea bilelor utilizate ;
-dimensiunea particulelor de macinat.

Fig. 43. Moara tubulara. [33]

75
Acestea pot sa fie ajustate si modificate cu scopul de a se obtine un proces cat mai corect, in
functie de tipul de aliaj care este dorit sa se obtina .
In acest tip de mori energia cinetica poate sa fie aplicata pulberilor materialelor reactante cu
ajutorul:
-coliziun ii dintre bile si pulberi;
-presiunea pulberilor prinse intre uneltele mori i;
-impactul caderi i masei mori pe pulbere;
-unda de soc ce este transmisa prin cadere

2.3. Obtinerea nanostructurilor prin procesul de d eformare plastica severa
O microstructura cu graunti ultrafini (UFG) dintr -un metal compact (bulk metal) poate sa fie
obtinuta prin deformarea plastica severa (severe plastic deformation – SPD) a unui metal cu graunti
grosieri (coarse grain metals). Acest tip de proces est e aplicat in mod special in cazul sectiunilor
transversale mari. Trasaturile caracteristice ale procesului SPD sunt urmatoarele: deformarea
plastica este obtinuta predominant printr -un proces de forfecare, sectiunea transverala a materialului
procesat rama ne virtual neschimbata, integritatea materialului nu este afectata, exploatarea
metalului este optimizata cu scopul de a obtine rafinari substantiale a grauntilor, proces ce are loc
cu scopul de a schimba permanent proprietatile mecanice. Descrierea de mai sus sugereaza faptul ca
procesul SPD poate sa fie clasificat ca o noua disciplina de formare a metalelor. Nanostructurarea
prin SPD poate sa fie aplicata la orice tip de metal si poate fi efectuat de unul dintre procesele SPD.
Mecanismul de baza implica s ubdivizarea grauntilor grosieri in itiali in domenii mult mai mici
(subgraunti) Deformatia echivalenta care este necesara pentru aparitia schimbarilor
microstructurale prezentate mai sus variaza intre 3 si 8, in functie de material si de conditiile de
deformare aplicate. Obtinerea unei bune deformatii plastice dintr -o singura operatie este destul de
dificila d in cauza ca este limitata de ruperile aparute in material. Combinarea dintre torsiun e si
compresiunea hidrostatica este singura modalitate prntru a obtine in mod continuu o deformare
plastica nelimitata; aceasta metoda a fost inspirata din cercetarile lui Bridgman din anii 1930.
Aceasta metoda este cunoscuta si in prezent de torsiune la presiune inalta (highpressure torsion –
HPT), si a fost dezvoltata de Valiev in 1997, c e a deformat discuri subtiri de metal cu o presiune
foarte ridicata de pana la 5 GPa. Problema care poate aparea in cazul torsiunii este aceea ca
distributia deformatiilor este neuniforma de -a lungul razei discului si, pentru discuri m ai subtiri, de

76
pe fetele discului se propaga zone de metal mort. Din moment ce obtinerea de probe compacte cu
structuri UFG prin torsiune este dificila, Erbel a sugerat folosirea unui inel conic in loc de disc. In
procesul de formare obisnuita a metalelor, problema limitei de formare poate fi evitata prin
cresterea numarului de stagii de formare. O abordare similara poate fi folosita si in acumularea de
deformari plastice necesare rafinarii grauntilor, ceea ce conduce la conceptul de proces SPD cu mai
multe treceri. Pentru orice proces de formare a metalului, sunt trei metode de a ne asigura ca
deformatia este de -a lungul intregului volum al lingoului procesat. Factorii cheie sunt
caracteristicile spatiale si temporate ale campului de viteze. Daca campul spatial de viteze este
distribuit pe intregul lingou si se modifica in timp, atunci procesul rezultat de formare a metalului
poarta denumirea de proces nestationar. Daca, pe de alta parte, campul spatial de viteze nu este
distribuit uniform pe intregul volum ul lingoului si este dependent de timp, atunci procesul este
stationar. In acest caz, deformarea intregulului volum de material necesita trecerea tuturor punctelor
de material pri n zona de deformare plastica. Aceeasi cerinta, numai pentru un camp spatial de viteze
in schimbare, carcaterizeaza formarea incrementala.

2.3.1.Procesele de deformare plastica severa :
Procesele de deformare plastica severa (eng. Severe Plastic Def ormation processes – SPD),
reprezinta urmatorul pas in realizarea nanostructurarii oricarui metal . Dimensiunil e grauntilor
cristalini confera o combinatie paradoxala a caracteristicilor mecanice ce definesc comportarea
mecanica, si anume elasticitate ridic ata si ductilitate foarte buna, constatandu -se astfel niste
proprietati precum superplasticitatea, magnetismul la materiale care in structura grosiera (coarse
grain) nu prezinta astfel de proprietati.

Tabelul 2 – Cateva dintre procesele de deformare pla stica severa clasificate dupa schema de
deformare si dimensiunea grauntilor ultrafini obtinuti in prezent [48]

Pentru a putea controla aceste proprietati rezultate in timpul manufacturarii materialelor metalice,
este necesara o descriere fundamentala a comportarii mecanice, in concordanta cu structura

77
materialului. Relatia dintre comportarea mecanica si structura materialului est e mecanismul de
deformare c are implica subdivizarea retelei cristaline grosiere (coarse grains) in domenii mult mai
mici (subgrains) prin diferite sisteme de forfecare si de rotatie a grauntilor . Dintre procesele de
deformare plastica severa c e pot concur a la realizarea de nanostructuri, extrudarea in canal
unghiular (eng. Equal Channel Angular Pressing – ECAP) intruneste conditiile de viteza de
deformare relativ constanta, unformitate a deformatiilor in toata masa materialului, dar si un grad de
deformare controlat prin numarul de treceri al semifabricatului prin matrita. Nivelul de
nanostructurare atins prin ECAP, pana in prezent, este de 50 nm. Daca mecanismului de deformare
al materialului cu aceasta granulatie, supus in continuare procesului SPD, ar fi cunoscut, atunci s -ar
putea controla paremetrii procesului, astfel incat sa putem obtine granulatii mu lt mai mici
(nanostructuri) .
Procesele de deformare plastica severa pot conduce la formarea de graunti ultrafini si chiar
nanostructuri cristaline in conditii de presiune ridicata si deformatii plastice mari. Dintre procesele
SPD existente, procesul ECAP este selectat pentru a fi testat pentru a obtine semifabricate sau piese
volumice nanostructurate cu proprietati imbunatatite. In plus, ECAP fiind primul procedeu SPD
conceput si realizat [Valiev, 1977] au putut fi realizate modele numerice ale simularii acestui
procedeu, care au fost validate experimental [Rosochowski, 2006, 2007] si este cunoscuta influenta
parametrilor de control ai procesului de deformare (viteza, presiune, unghi de extrudare, numar de
treceri) asupra marimii grauntilor obtinuti.

2.3.2. Fizica mecanismului de deformare (modelare fizica). Ipoteze.
Procedeele SPD prezentate in tabelul 2 produc structuri cu graunti ultrafini p lasati in regiunile I si
II din figura 44. Regiunea I corespunde, ca si incadrare a dimensiunilor grauntilor obtinuti,
proceselor de deformare plastica conventionale, unde mecanismul de deformare este explicat, in
principal, pe baza miscarii dislocatiilor genera te de sursele Frank -Read, pana la aparitia ecruisarii.
Relatiile dintre comportarea mecanica si marimea grauntilor sunt cunsocute sub numele de legi
constitutive ale materialului . Prin identificarea coeficientilor acestor legi (LemaitreChaboche,
Swift, Voce, Teodosiu -Hu) se va obtine caracterizarea comportarii materialului ce permite
simularea numerica cu precizie ridicata a solicitarii materialelor si a r eactiei acestora la solicitari
.Regiunea I include bine -cunoscutul efect Hall -Petch al marimii grauntilor (dg), conform caruia
dimensiuni reduse ale grauntilor determina cresterea limitei de curgere. Regiunea II, c e se refera la
graunti avand marimi ce pornesc de la ~1 micron si scad pana la ~20 nm, include fenomene precum
localizarea forfecarii, re zistenta redusa si deformabilitatea crescuta. Regiunea III, cea a grauntilor
cu marimi sub 20 nm, prezinta un efect Hall -Petch invers, adica limita de curgere scade
proportional cu marimea grauntilor, iar deformatiile se produc predominant datorita activit atii de la

78
frontiera grauntilor. In final, in regiunea IV sunt metalele cu structura amorfa care nu prezinta
fenomene de ecruisare si sunt, de obicei materiale fragile in concordanta cu p redictia efectul ui Hall-
Petch . Aceasta regiune corespunde materialelor nanostructurate formate din nanocristale. Studiul
structurilor nanocristaline atrage interes ul cercetatorilor deoarece relatia Hall -Petch, atunci cand
este extrapolata la dimensiuni foarte mici ale grauntilor, prez ice existenta unor metale foarte dure.
Oricum, observatiile experimentale au sugerat ca relatia Hall -Petch, aparent, esueaza in
caracterizarea cu precizie a regiunii IV; unde mecanismul de deformare plastica este controlat

Fig. 44. Clasificarea metalelo r policristaline in concordanta cu marimea grauntilor dg [48]

Mecanismul de deformare din Regiunile III si IV nu sunt complet explicate in zilele noastre.
Cercetarile recente subliniaza existenta unor fenomene complexe ce actioneaza simultan la
nanost ructurarea metalelor la dimeniuni ale grauntilor sub 20 nm si ale caror explicatii pot fi date cu
ajutorul analizei stohastice (modelare dinamica). [48]

2.3.3. Particularitati ale mecanismului de deformare in regiunile III si IV:
Mecanismul de deformare bazat pe deplasarea dislocatiilor – In structurile macroscopice de
materiale policristaline, plasticitatea este cauzata de dislocatii generate de sursele de dislocatii
existente intre graunti. Aceste dislocatii se propaga, intera ctioneaza cu structurile preexistente si, de
asemenea, intre ele, astfel incat o parte dintre acestea se anihileaza reciproc. Pe baza conceptului de
dislocatii suprapuse la frontierele grauntilor, relatia Hall -Petch face predictia unei cresteri a valorii
intiale a limitei de curgere σo (de asemenea, si a rezistentei la rupere si a duritatii) la descresterea
marimii grauntilor dg (σi este o tensiune de frecare ce se opune miscarii dislocatiilor, iar k este o
constanta). σo=σi+k / dg (1). Relatie (1) isi pier de valabilitatea pentru marimi ale grauntilor mai
mici de 10 -30 nm, cand mecanismul de deformare este bazat pe dislocatii partiale compuse din
maclari si alunecari ale frontierelor grauntilor la interfetele dintre acestia. Maclarea devine modul
predominant de deformare, de exemplu in cazul aluminiului la dimensiuni ale grauntilor de ordinul
30 nm. Acest lucru este in acord cu observatiile HRTEM (High Resolution IV Coarse -grained
metals Traditional mechanisms of plastic deformation Dislocation -mediated plast icity Ultrafine –
grained metals New deformation mechanisms Nanocrystalline metals (Nanometals) 20 -30 nm 1000

79
nm ale maclelor de deformare la o dimeniune a grauntelui intre 10 si 20 nm realizate prin tractiune
in-situ de H. Van Swygenhoven, 2006. Modelul of era, de asemenea, o explicatie fizica a
dislocatiilor partiale, care rezulta din formarea unei aglomerari de defecte (eng. stacking faults) si a
maclelor din grauntii nanocristalini, asa cum a fost observat in cadrul simularilor cundinamica
moleculara real izate in lucrarile. Aceste simulari au pus in evidenta ca alunecarea la frontierele
dintre graunti, densitatea dislocatiilor si difuzia atomica la nivelul frontierelor dintre graunti devin
componentele principale in mecanismele de deformare ale structurilor cu graunti de dimensiuni mai
mici de 5 nm. Cu toate ca aceste componente sunt cunoscute, totusi, la aceasta scara, nu se cunoaste
cu certitudine toate componentele mecanismului de deformare. Observatiile experimentale insitu
sunt aproape imposibil de real izat prin analiza TEM (Transmission Electrone Microscopy) sau
HRTEM, de aceea fost considerata analiza stohastica, utilizand modelarea cu metoda dinamicii
moleculare, ca o alternativa viabila in identificarea unor componente suplimentare ce guverneaza
meca nismele de deformare [48].La aceasta scara, deoarece grauntii sunt de dimensiuni foarte mici,
nu se pot genera dislocatii, sursele Frank -Read sunt de lungimi mai mari decat grauntii ceea ce fac
imposibila formarea acestora, si, in plus, formarea dislocatii lor este foarte costisitoare din punct de
vedere energetic. Aceste observatii duc la concluzia ca mecanismul de deformare la aceasta scara
este bazat partial pe dislocatiile rezisuuale din graunti.

Fig. 45 Mecanisme de deformare puse in evidenta de exper imentele din regiunile III -IV din fig. 44
[48]

A – [Shan, 2004] Microstructura unui aluminiu nanocrIstalin vazuta la analiza TEM; se pot observa
grauntii nanocristalini cu marimi intre 10 -35 nm. Nu se observa dilocatii sau macle. Proiectul
ID_1758/ 2008 R aport in extenso pentru etapa unica 2009 – 8 –
B – [Chen, 2003] Imaginea TEM a maclelor in jurul unei pete de indentare in aluminiul
nanocrsitalin. Pata are forma de romb.
C – [Chen, 2003] Imaginea HTEM aratand o macla din (B) cu frontiere paralele. Imag inea cu
rezolutie atomica ilustreaza existenta unei macle simetrice, deci mecanismul de deformare este
maclarea (lungimea paretelui de maclare este de ordinul marimii grauntelui 35 nm.

80
D- [Shan 2004] – Imaginea HRTEM unei suprafete subtiri deformata super ficial (zona indentata) in
care se observa o dislocatie (reprezentata cu T de culoare alba) care intra intr -un graunte aflat in
vecinatatea frontierei unui graunte (reprezentata prin liniile negre punctate); Analiza Fourier inversa
a zonei marcate cu patra tul cu contur alb arata dislocatiile cu claritate foarte mare (sageata neagra).
Principalul actor in mecanismul de deformare la nivel nanoscalar (sub 8 -5nm) este reprezentat de
fenomenele ce apar la interfata dintre frontierele grauntilor ce sunt f ormate din atomi. La aceasta
scara, nanostructura este cvasi -amorfa, ce sugereaza manifestarea unor fenomene de entropie
elastica (tendinta nanostructurii de a reveni la o stare entropica mare – masura a dezordinei) si de
difuzie. Aceste proprietati sunt c aracteristicile cauciucului sau materialelor hiperelastice (tesuturile
umane formate din tropocolagen). Modul in care atomii fiecarei frontiere comunica cu alti atomi
apartinand altor frontiere, este bazat, probabil, pe mecansime fundamentale comune cu cel e ale
materialelor naturale.

2.3.4. Obtinerea nanostructurilor prin Accumulative Roll Bonding
Recent, o mare aten tie a fost indreptat a spre materialele metalice cu graunti ultrafini, cu scopul de
a se obtine dimensiuni reduse ale grauntilor la mai pu tin de un micron. In conformitate cu rela tia
Hall-Petch, este de a steptat ca structura grauntilor ultrafini (UFG)sa aibe ca rezultat rezisten ta mai
mare. Producerea de materiale de inalta rezisten ta este foarte important punct de vedere economic.
deformare plastic a sever a (SPD) tehnici au fost cunoscute in ultimele decenii, ca metode eficiente
pentru a produce materiale UFG.
Eficien ta tehnicilor tradi tionale SPD a fost realizat a, cum ar fi egal a cu canalul unghiular de
presare (ECAP) si torsiune de inalta presiune (HPT) pentru graunti ultrafini a unui num ar de
materiale metalice, de exemplu, Sa demonstrat c a microstructura UFG poate fi realizat a cu ajutorul
acestor metode; Cu toate acestea, dimen siunile tipice ale probelor deformate de ECAP si HPT sunt
mici[49] .Mai mult decât atât, aceste tipuri de procese SPD necesit a echipament special si scump. In
ultimii ani, o serie de tehnologii SPD alternative au fost dezvoltate, inclusiv de rulare egal ca nal
unghiular, de indoire ciclic a, si acumulativ rola de legare (ARB), in care limit arile men tionate au
fost par tial omise Aceste procese SPD au un poten tial de a fi adoptat de c atre industrie pentru a
produce materiale de UFG sub form a de foi mari, datori ta posibilit atilor lor ca procese continue.
Saito si colab. a dezvoltat procesul ARB pentru prima data in care strategiile SPD sunt aplicate intr-
un proces de laminare simplu. Acest proces SPD a fost apoi utilizat a pentru fabricarea
microstructuri UFG in diverse materiale de inginerie si efectul structurii UFG asupra propriet atilor
lor mecanice au fost studiate, de exemplu, Cu toate acestea, exist a o lips a de studiu privind
compararea eficacit atii ARB asupra microstructurii si raspunsul s au indus mecanic a a doua
materiale diferite structurii cristalografice.

81
O ilustrare schematic a a tehnicii ARB este reprezentat a in figura 46. Procedeul se execut a in
condi tiile in care reducerea grosimii pe ciclu este de 50% (tulpina echivalentul a 0,8) . In scopul de
a indep arta straturile de oxid si scara pe suprafa ta si, de asemenea, pentru a cre ste capacitatea de
lipire, suprafe tele benzilor au fost inasprite, folosind o perie de sârm a metalic a. Dup a periere,
suprafe tele au fost cur atate utilizând aceton a. Fasiile au fost apoi unite la suprafe tele aspre de un
cuplu de nituri. Laminare la temperatur a ridicat a, este avantajos pentru alatura -capacitate si
lucrabilitate, de si temperatura foarte ridicat a ar cauza recristalizarea si omite efectele tulpina
acumu late. De aceea, probele au fost plasate in cuptor si preincalzit la o anumit a temperatur a pentru
fiecare caz in parte. Ulterior, probele au fost pre incalzite ARB -procesate cu o vitez a
circumferen tiala de 0,47 m / s. Stare a fara ungere a fost aplicat a in timpul trec atorile de rulare.

Fig .46 Principiul procesului ARB [49]

Condi tia de pre incalzire in fiecare trecere a fost exploata tie in cuptor la 550 ° C si 400 ° C, timp de
300 s pentru foi de o tel si cupru pur IF, respectiv. Acesta poate fi considerat un 50 ° C timp de a
pierde termic a dupa luarea probelor din cuptor precum si procesul de laminare pentru ambele
cazuri. Zece cicluri ARB au fost efectuate pentru proba de o tel IF. Cu toate acestea, din cauza
anterioare fisuri pronun tate in margi nile foii de cupru, dup a patru treceri, procesul a fost oprit dup a
ciclu. Structurile UFG au fost produse in ambele materiale prin ARB. In plus, rezultatele testului de
duritate a probelor cre ste odat a cu num arul de cicluri ARB. Rata ridicat a de cre stere a durit atii la
pasele care incep, urmat a de sc aderea ratei si apoi de satura tie, toate acestea apar in diferite cantit ati
de tulpin a in materialele. Specimenul de o tel IF dup a opt cicluri atins cea mai mare duritate de 247
HV, care este de aproximativ 2,5 o ri mai mare decât valoarea ini tiala si probele de cupru pur, dup a
primul ciclu atins cea mai mare duritate de 92 HV, care este de aproximativ 1,5 ori mai mare decât
valoarea ini tiala. Se poate concluziona c a valoarea medie a distribu tiei duritatii lungul grosimii
probelor a fost direct propor tional a cu m arimea medie a grauntilor.De asemenea, influen ta

82

temperaturii procesului de duritatea probelor din diferite treceri ale ARB a fost studiat a. Rezultatele
arata ca procesul de ARB la rezultate mai sc azute de temperatur a in duritate mai ridicat a in foi de
cupru si otel[49] Cu toate acestea, aceasta poate duce s a apara zone ca nelegat, care nu este de dorit.
In plus, procesul de joas a temperatur a ARB determin a fractura rapid a a probelor la tulpinile mai
mari. Ma i mult decât atât, rezultatele prezentate indic a faptul c a utilizarea metalic sârm a-periere
inainte de fiecare trecere ARB cauzeaz a durific arii pe suprafa ta probelor si ridic a duritatea
suprafe tei pentru valori mici.

2.3.5. Obtinerea nanostructurilor pri n Equi Channel Angular Pressing
Equi Channel Angular Pressing (ECAP) a fost inventat de Segal [10, 11 ]in 1977, in Rusia.
ECAP se bazeaz a pe forfecare simpl a care are loc intr-un strat sub tire de la planul de trecere a
canalelor egale. ECAP a devenit cel mai frecvent utilizat procedeu SPD.

Figura 47. Reprezentarea schematic a a proceselor SPD major [49]

Acest lucru se datoreaz a cerin tei de for ta redus a (presa mic a poate fi utilizat) si rezultând o
presiune sc azuta a instrumentului . Acest lucru, impreun a cu simpla geometrie instrument face
instrumentele de laborator u sor de atins. In multe laboratoare cercetatorii au descoperit metoda
ECAP ca instrument convenabil pentru a investiga rela tia dintre solicitarea aplicata si structura de
dezvoltare. Mecanicii de baz a a ECAP a fost descris a de Segal in 11 unde a derivat o expresie de
forfecare tg solicitarea de forfecare si presiunea de proces p:

Recent, el a ajuns la concluzia c a distribu tia solicitarii depinde in principal de uniformitate de
frecare in canalele si detaliile geometriei canalului (ascu tit vs colt rotund). Presiunea din spate pare
a avea doar un efect mic. In munca 12, el a demonstrat avantajele de forfecare simplu produs de
ECAP peste forfecare pur a prezent a in alte procese .Pentru a atinge solicitarea necesar a ECAP, a
lingoului este procesat in mod repetat in aceea si matri ta. Lingoul se poate roti in jurul axei sale intre
fiecare trecere. Cele patr u optiuni de baz a pentru aceste rota tii sunt numite A, C, BA, BC, Figura

83
48. Aceste op tiuni au fost apoi clasificate si evaluate in ceea ce prive ste capacitatea lor de a controla
structura si textura materialelor prelucrate. Din aceste teste Langdon et al. 13 a stabilit c a, pentru
obtinerea de microstructuri omogene de graunti echiaxiali separate prin limitele mari ale unghiului
,cel mai bun traseu este BC.
Metoda ECAP nu implic a o presiune ridicat a, care este avantajoas a din punct de vedere al ma sinii
si scule. Acest lucru se poate transforma intr-un dezavantaj la procesarea materialelor fragile. Chiar
si materialele ductile pot necesita o presiune un pic mai mare, pentru a evita acumularea de daune si
ductilitate reduse substan tial in opera tiile ulterio are de formare din metal [49]. Este posibil a
procesarea materialelor casante, la o presiune mai mic a cu condi tia ca temperatura sa fie ridicat a
suficient.
.

Figura 48. Optiuni pentru rotirea tagla intre treceri consecutive prin matri ta ECAP [49]

Totu si, acest lucru poate modifica comportamentul materialului, f acându -l predispus la un flux
instabil si fracturi. Ceea ce se observ a seam ana cu un cip sau zim tata ciclic, uneori, pro dus in taierea
metalului, Fig. 49.

Fig. 49. Reprezentarea schematic a a fluxului stabil si localizat in ECAP, in func tie de materialul de
intarire – de inmuiere. [49]

Clasic inspirat multe ECAP dezvolt ari ulterioare in instrument ECAP, in scopul de a prelucra dificil
de aliaje de lucru descrise in 15. Exist a, de asemenea, incerc ari de proiectare a unui sistem continuu,
in care piesa de prelucrat prin frecare sau prin role de suport este alimentat in matri ta 16-19. Pentru
a evita flambajul for ta necesar a pentru a alimenta lingoului trebuie s a fie sc azuta. ECAP este un

84
proces redus de for ta prin natura. [49]Cu toate acestea, reducerea cantit atii de deformare intr-o
singur a trecere, reducând frecarea l asând un spa tiu liber intre tagla si matri ta si cresterea
temperaturii de proces poate fi necesar a.
2.3.6 .Obtinerea nanostructurilor prin Reciprocating Extrusion Compression
J. Richert si colab. a venit cu ideea de compresie cu mi scare alternativ a de extrudare ciclic a (RE) 20,
21. RE presupune curgerea ciclica a metalului intre camerele alternante de extrudare si de compresie,
asa cum putem observa in Fig.50 .

Fig. 50 . Piston metod a de compresie de extrudare [49]

Efectul de deformare poate fi realizat in mod evident cu rama / matri ta fixe si pumni mobile sau
invers. In timp ce rezultatele microstructurale ale RE au fost publicate pe scara larga, mecanica
procesului au primit mai pu tina atentie. Anumite rezultate pentru RE de piese cilindrice sunt disponibile
in 22, in cazul in care o analiz a de stres simplific ata precum si mai aproape de condi tiile reale metoda
elementelor finite de simulare (FEM) s a faca lumin a asupra procesului de deformare. Rezultatele
obtinute in urma acestor analize re -vealed c a unele sec tiuni cu o stare de stres hidrostatic a (sectiunea 0 si
3), precum si alte sec tiuni (1 -2 si 4-5), in cazul in care este indeplinit a condi tia randamentului, fig. 51.
Acest lucru inseamn a ca exista o desc arcare elastic a in zona de tranzi tie dintre cele dou a camere ale
matri tei.

Fig. 51. Distribu tia schematic a a tensiunilor radiale si axiale in proces reciproc de extrudare . [49]

In zona de stres, calea stresului cuprinde ced ari primar a a materialului datorit a extrudare,
descarcarea in domeniul elastic si secundar ced ari prin compresiune pe partea opus a a suprafe tei
randamentului [49].Forta de formare cât si presiunea de instrument depinde foarte mult de frecare.

85
In figura 52 sunt documentate for ta activ a si sa moar a de presiune pentru o tel carbon reduse
obtinute la simulare cu frecare si fara frecare. At unci când ad augarea de frecare mic a (= 0,06), for ta
activ a in mod esen tial crescut. Un efect similar a fost observat pentru presiunea matri ta. Consecin ta
unei for te de formare de mare este doar o pres a si utilizarea de materiale speciale pentru instrumente
mai scumpe mai mari.

Fig. 52. Efectul de frecare asupra for tei formeaz a dupa primul ciclu de RE cu for ta de simulare
pasiv a a 200 kN . [49]

2.3.7. Obtinerea na nostructurilor prin High Pressure Torssion

Fig.53. Principiul experimentului HPT [49]

High Pressure Torssion (HPT), a fost in primul rând investigat de Bridgman 23. Experimentul
Bridgman nu a adus mai mult a lumin a asupra schimb arilor microstructurale care au loc in metale grav
deformate. A fost Erbel pare a fi primul care a efectuat expe rimente HPT pentru cupru 24.
El a interpretat si a descris evolu tia structurii granulare c atre o structur a de subgrains f ara dislocare cu
unghiuri mari de misorientation si dimensiunea submicrometrica. De asemenea, el a dirijat cre sterea si
eventuala saturare a propriet atilor mecanice ale materialelor deformate grav. [49]
Numeroase lucr ari dovedesc capacitatea de a realiza HPT structurii UFG. Pentru aceast a metod a,
o prob a de form a moned a este presat a intre dou a nicovale sub o presiune static a hidro (7 GPa). In

86
timpul acumularea de presiune, proba este presat a in cavit atile din nicovala si bavuri este format la
marginea mostrei. Apoi intr-o nicoval a este rotit in raport cu cel alalt si viteza de rota tie poate fi
variat a intr-un interval larg. Ac easta conduce la o deformare a probei prin forfecare simpl a aproape.
Burr impiedic a un contact intre cele dou a nicovale si sustine presiunea hidrostatic a. Datorit a
presiunii ridicate, in cele mai multe metale formarea de fisuri este suprimat a si, prin urma re, este
posibil s a se aplice presiuni foarte mari, f ara deteriorarea materialului deformat.Presiunea de
forfecare a ajuns in func tie de unghiul de r asucire, r raza (a sitului de investigare) si grosimea t.
Echivalent von Mises tulpina eq in func tie de num arul de rota tii n este dat de expresia a fost
criticat a ca oferind rezultate ira tionalului capabile pentru unghiuri de forfecare mai mari si, prin
urmare, inlocuite in unele publica tii printr -o masura logaritmic a( = 2ln(tg /30.5).
Pe de alt a parte, intr-un document de 28 de autorii sus tin ca masura logaritmic a este inadecvat a
pentru forfecare simpl a (prezent la torsiune), deoarece id -ul nu ia in considerare rotirile elementare
ale axelor principale ale tensorului tulpinii. O m asura logaritmic a este cel potr ivit pentru forfecare
pura, totu si.HPT de metale pure conduce la reducerea granula tiei pân a când un echilibru intre
fragmentarea elementelor structurale mari si procese de restaurare de cereale conduce la o satura tie
a procesului de rafinare. Paralel cu ra finamentul structurii, rezisten ta mecanic a creste pân a la acizi
grasi satura ti, de asemenea. RRT de 1500 MPa, pentru fier pur si 450 -500 MPa pentru cupru pur au
fost m asurate dup a HPT. Din compararea cuplului in situ m asurat de nichel cu fier si cupru, de
nichel a UTS poate fi estimat la 1300 MPa.

87
CAPITOLUL III
UTILIZAREA OTELURILOR STRUCTURALE

3.1. Oteluri de inginerie -nano pentru aplica tii structurale
(Reflector Nanowerk ) O telul este unul dintre materialele cele mai utilizate pe scara larga de
inginerie din lume. Pozi tia sa proeminenta printre materialele de inginerie apare din cauza
abunden tei si a costului redus al s au constitutiv principal, adic a fier, si de a produce caracterul
favorabil o gam a larga de microstructuri proiectat cu propriet ati superioare si reciclabilitate.
In prezent, exist a o con stientizare tot mai mare cu privire la beneficiile poten tiale ale
nanotehnologiei in industria ingineriei moderne, precum si o serie de institute de cer cetare si
dezvoltare si companii desf asoara activit ati de cercetare in domeniul o telurilor nanostructurate.
Accentul eforturilor in curs de desf asurare a fost in mare m asura de manipulare a microstructuri la
scara nano prin tehnici de prelucrare inovatoare si adoptarea unor strategii noi de aliere. Acest lucru
este ajutat a prin folosirea de metode de caracterizare avansate, cum ar fi microscopie de inalta
rezolu tie electronic a de transmisie (HRTEM), tomografie sond a atom (APT), etc si design de calcul
a mat erialelor.
Otelul este sinonim cu t arie. For ta teoretic a a otelului este 27.30 GPa ( in <111> direc tie). Exist a
doua cai de realizare cu rezisten ta foarte ridicat a in oteluri. Prima dintre ele este de a reduce
dimensiunea unui cristal intr-o asemenea m asura incât este lipsit a de orice defecte, cum ar fi in
cazul unei must ati. Brenner in 1956 ar putea ajunge la o rezisten ta la trac tiune mai mare de 13 GPa
intr-un must ati de fier. A doua alternativ a este de a introduce o densitate foarte mare de defecte intr-
un esantion de metal, care ac tioneaz a ca un obstacol in calea mi scarii luxa tii. Acest lucru a fost
ilustrat prin tragere de sârm a de otel perlitic a ridicat de carbon, care este supus la o deformare
plastic a intens a, astfel, introducerea substructura dis locare dens. sârm a din o tel carbon este un
exemplu remarcabil de o tel nanostructurat produs pe o scar a de mas a. Consolidarea apare din cauza
prezen tei cementita / structur a lamelar a de ferit a nanoscala. Faza de ferit a in aceast a structur a
contine foarte mare densitate de dislocare si atomi de carbon suprasaturate, iar faza cementita
contine regiuni amorfe si nano -cristaline. Sârma de o tel carbon de inalta este un material de
inginerie important utilizat pentru armarea anvelopelor auto, fire gal vanizate pentru poduri
suspendate si fire de cablu de alimentare. De fapt, cablurile de suspensie ale lumii cel mai mare pod
suspendat, strâmtoarea Akashi Podul construit in Japonia in anul 1998, s -au realizat din fire de o tel
perlit de 1800 MPa rezisten ta. Pentru a inhiba de inmuiere in timpul zincarea la cald prin imersie,
cabluri de o tel de inalta Si-Cr-Si inalta si au fost de asemenea dezvoltate pentru rezisten ta inalta
galvanizate cabluri de suspensie punte. In mod similar, sârma perlit pentru cordoane de automobile
anvelope prezint a concentra tii de aproximativ 4000 MPa.

88
Principala provocare in realizarea poten tialului imens al o telurilor prin inginerie -nano este de a
produce componente mari de o tel nanocristalina vrac având propriet ati superioare si la un cost
rezonabil. Pentru a face fa ta acestei provoc ari, o serie de abord ari inovatoare sunt dezvoltate pentru
a produce o teluri nanostructurate, a sa cum se arat a in Fig. 54.

Fig. 54: Caile de producere a otelurilor nanostructurate [9]

Diferitele strategii de prelucrare si aspectele legate de dezvoltare din aliaj fiind prezent explorat a
pentru fabricarea o telurilor nanostructurate sunt pe scurt prezentate mai jos.

3.2. Deformarea plastic severa (SPD)
Prelucrarea SPD este una dintre rutele promi tatoare pentru dimensiunea grauntilor fini la un nivel
la scara nano. procese non -traditionale, cum ar fi procesarea egal a in canal unghiular (ECAP),
acumulativ rola de lipire, torsiune sub presiuni foarte mari, comprim ari multiple etc au fos t
dezvoltate in acest scop. Ultra -fine (<1pM), dimensiuni de cereale duce la un mod excep tional
punctele forte mari in oteluri conven tionale; cu toate acestea, exist a o reducere drastic a a
ductilitatea la trac tiune, in special o alungire uniform a in tensiu ne. Prin urmare, o serie de rute de
procesare sunt in curs de elaborare pentru imbun atatirea ductilit atii.

89
3.3. Procesarea termomecanica controlata (TMCP)

TMCP se bazeaz a pe un control al microstructurii in timpul laminare la cald si racire ulterioar a.
Multe dintre evenimentele microstructurale sunt controlate la nivel de microni in timp ce alte
evenimente cum ar fi rigidizarea precipita tiile sunt la nivelul la scara nano de control.

3.4. Oteluri nanostrucurate cu rata duritatii inalte prin exploatare a efectului TWIP.
Otelurile TWIP cu mangan mare sunt supuse tensionarii din plastic pentru a introduce gemeni
mecanice de dimensiuni nanometrice stabile termic in structura. Rezultatele ulterioare de tratament
de recuperare intr-o combina tie excelent a de randament ridicat si o rezisten ta la rupere la trac tiune
si de intarire de munc a.

3.5. Faza de -reversie indusa nano -granularitate / Oteluri cu granulatie ultrafina
Microstructuri care cuprinde o combina tie optimizat a de nano – si graunti ultrafini sunt ob tinute in
oteluri inoxidabile austenitice prin recoacere controlat a a austenitei metastabile puternic rece lucrat.
Reversia hibridarea indus a de deformarea martensitica in oteluri metastabile austenitice rezultate
prin deformare grava in structurile nano -granulate / granulatie ultrafin a, cu combina tie excelent a de
rezisten ta si ductilitate.

3.6. Proiectarea computa tional a a otelului
O nou a clasa de oteluri inoxidabile martensitice sunt in curs de elaborare, urmând abordarea de
proiectare a unui sistem. Aceast a abordare combin a controlul predictiv al chimiei aliajului,
temperaturile de transformare, tratamente criogenice si multi -pas in curs de imbatrânire pentru a
produce radical nou, de mare rezisten ta, oteluri inoxidabile cu r ezistenta ridicata la coroziune.

3.7. Devitrifiere a aliajelor feroase sticloase
Au fost elaborate metale sticloase bazate pe formularea de specialitate a aliajelor feroase. Acestea
sunt supuse devitrifier ii ,tratamentului prin incalzire ulterioar a peste temperatura de cristalizare
pentru a se putea obtine microstructuri nanometrice. Aceste o teluri amorfe pot fi utiliza te sub form a
de pulberi pentru a produce amorfa / nanocompozit prin tratament termic pentru a spori rezisten ta la
coroziune si uzur a a componentelor de inginerie.

90
3.8. Oteluri feritice si martensitice ODS avansate
Pulberile sau aliajele feritice ,martensitice macinate cu bile, cu Y2O3 si, ulterior, compactat e si
extrudat e la cald pentru a ob tine aliaje feroase nano -structurate. A ceste aliaje au o densitate mare ,
un num ar de atomi ultrafini c e contin predominant Y, O, si Ti, numite nano -clustere,

3.9. Alierea mecanic a si consolidarea
Alierea mecanic a prin m acinarea pulberilor de energie in fier si carbon (sau alte elemente de
aliere) se realizeaza , iar pulberile sunt ulterior consolidate prin diverse tehnici, cum ar fi de
sinterizare cu plasm a prin scânteie, compactare cald, HIP etc. Aceast a abordare poate sa aiba ca
rezultat nano -cristalin ,structuri de graunti ultrafine cu propriet ati mecanice excelente.

3.10. Combina tia efectului TRIP cu tratamentul Maraging
Aceast a abordare combin a mecanismul TRIP cu un tratament de maraging intr-un sistem de aliaj
pe baz a de Fe -Mn. Aceste o teluri con tin o matrice martensitic a cu emisii reduse de carbon, cu
precipitate intermetalic e (Ni, Ti, Al, Mo), nano -particule.

3.11. Suprafata nanocristalizata a otelurilor
Un strat de suprafa ta nanostructurat poate fi fabricat prin supunerea o telurilor la diverse tehnici de
tratament de suprafa ta, cum ar fi cu ultrasunete si prelucrare stropire tratamente de suprafa ta de
uzura mecanic a (SMAT). SMAT ofer a o abordare simpl a, flexibil a si costuri reduse pentru a
imbun atati propriet atile otelurior, fara nici o modificare a compozi tiei chimice.

3.12. Otelurile bainitice avansate la temperatur a scazuta prin transformare izotermica
Otelurile bainitice de noua genera tie (de exemplu Fe -0.98, C-1.46, Si-1.89, Mn-0,26, Mo-1.26 ,Cr-
0.09) sunt proiectate folosind teoria de transformare de fa za detaliat a pentru reac tia bainitic a.
Transformarea bainitic a are loc la temperaturi joase (200 -300°C), c e evita difuzia fier sau orice
substan te dizolvate de substitu tie. Ca urmare, pl acile de bainit a sunt extrem de sub tiri 20 – 40 nm
grosime ceea ce face o telul foarte puternic.

3.13. Otelurile TRIPLEX
Otelurile TRIPLEX sunt proiectate pe baza de Fe -Mn-C-Al cu Al> 8%. Mn este de obicei> 19%.
Aliajul const a dintr -o matrice FCC austenitice si aproximativ 8% ferit a si nano -size k -carburilor
distribuit e in mod regulat in matricea FCC intr-o manier a ordonat a. Aliajele TRIPLEX prezint a o
densitate sc azuta, nivel de inalta rezisten ta, capacitate de formare excelent a si o capacitate de
absorb tie ridicat a a energiei

91
3.14. Aplicatii ale otelurilor nanostructurate

Fig.55 Aplicatii ale otelurilor nanostructurate [15]

3.15.“Jucatorii” cheie
In prezent, interesul pentru oteluri nanostructurati este doar la inceput si are nevoie de un impuls .
Cu toate acestea, odat a cu intrarea gigan tilor industriali cum ar fi Nippon Steel, Sandvik, Arcelor
Mittal, Exxon, JFE Steel si altii, au domeni i de aplicare si in viitorul apropiat o sa fie si puse in
aplicare la nivel industrial . Mai mult decât atât, unii dintre noii „jucatori”, cum ar fi inova tiile
QuesTek, Institutul Max Planck pentru Cercetarea Otelului, MMFX Technologies si Universitatea
din Cambridge sunt in masura sa demonstreze beneficii semnificative mai mari in oteluri
nanostructurate la un cost rezonabil, cu abord arile lor inovatoare, i ar acest lucru probabil o s a
schimbe scenariul repede.Cativa jucatori cheie activi in domeniul o telurilor nanostructurate sunt
enumerati mai jos:
The NanoSteel Company, Inc., U.S.A
Tehnologie: A dezvoltat aliaje feroase nanostructurate de devitrifiere a otelurilor metalice
sticloase.. Aliajele sunt utilizate sub form a de acoperiri prin pulverizare termic a sau suprapunere de
sudur a pentru a aborda problemele de uzur a, coroziune, eroziune etc.
QuesTek Innovations LLC, U.S.A .
Tehnologie: A dezvoltat rezisten ta ridicat a computa tional a si oteluri rezistente la coroziune
,prietenoase cu mediul.
Sandvik Materials Technology, Sweden
Tehnologie: A dezvoltat o teluri inoxidabile nanostructurate 'Nanoflex'.
JFE Steel Corp., Japan
Tehnologie: A dezvoltat laminate la cald, cu rezisten ta mare carbur a de nanosize consolidate de
otel "NANOHITEN" pentru industria de automobile.
Kawasaki Steel Corp., Japan
Tehnologie: A dezvoltat non -tratate termic ultra -scazute de carbon, cu precipita tii consolidate
oteluri bainitice produse prin procedeul de control precipitare termomecanica (TMCP).

92
Kobelco Research Inc., (Kobe Steel), Japan
Tehnologie: A dezvoltat ODS 9Cr din o tel martensitic (12 YWT) pentru tuburile de placare a
combustibilului din r eactorul nuclear.
Exxon Mobil Upstream Research Co., U.S.A.
Tehnologie: A dezvoltat otel de conducte de inalta rezisten ta pentru transportul gazelor naturale, in
colaborare cu Nippon Steel si Mitsui & Co, este de 20 -50% mai puternic decât o telul de conducte
utilizate in prezent. O sec tiune lung a mile in Transcanada Pipeline utilizeaz a acest nano -otel in
condi tii de temperatur a 40°C.
MMFX Technology Corp., U.S.A.
Tehnologie: a dezvoltat oteluri microcomposite Fe / Cr / Mn / C cu combina tie superioar a de
propriet ati de rezisten ta la coroziune -tenacitate -pentru elementele din beton armat cu rebars de
inalta rezisten ta.
Nippon Steel Corp., Japan
Tehnologie: A dezvoltat o teluri nanostructurate pentru diverse aplica tii: oteluri rezistente la
oboseal a care con tin Cu nano -precipitatele pentru transport si poduri; o tel cu rezisten ta mare cu
rezisten ta la fractur a intârziat a (prin captarea hidrogenului cu nano -size precipite) pentru suruburi
care urmeaz a sa fie utilizate in automobile si cladiri inalte; HAZ otel de inalta rezisten ta 'HTUFF'
folosind dispersia nano dimensiuni de oxizi si / sau sulfuri; fire de o tel de inalta rezisten ta pentru
armare anvelope auto, fire galvanizate pentru poduri suspendate si fire de cabluri de alimentare.
3.16. Sc enariul proprietati lor intelectuale
Având in vedere c a tehnologiile aferente o telurile nanostructurate se bazeaz a in principal pe
inova tiile de proces, ele sunt relativ dificil de protejat fapt pentru care o acoperire legala este
brevetul destinat s a furnizeze. Prin urmare, dezvoltatorii de tehnologie sunt adesea inclina ti sa
mentina secrete comerciale, mai degrab a decât s a se bazeze pe brevete de protec tie. Aceast a
strategie ii ajut a la evitarea conflictelor IP si protejeaz a de asemenea, tehnologiil e lor de a fi
exploatate in alte tari in care protec tia IP este slab a. Desigur, aceast a strategie face ca produc atorii
vulnerabili in cazul in care un concurent dezvolt a un proces similar, in mod independent (Lux
Research Inc., 2006). Prin urmare celor de mai sus, mentionam urm atoarele brevete pertinente
referitoare la o teluri nanostructurate :
Titlu: Precipitation hardenable martensitic stainless steel
Numarul de brevet: US 2008 / 0210344 A1 Filing / Publication Date: Dec.22, 2005 / Sep.4, 2008
Reprezentant:Sandvik Intellectual Property AB, Sweden
Inventator(i): Hikan Holmberg, Sweden.
Functii principale: O precipitare poate solidifica din o tel inoxidabil Cr -Ni, cu rezisten ta ridicat a,
ductilitate ridicat a si formabilitate excelent. Otelurile cu foarte buna rezistenta la coroziune i si

93
gaseste aplica tii ca arcuri, ace chirurgicale, instrumente dentare etc.

Titlu: Nanocarbide precipitation strengthened ultra -high strength, corrosion resistant structural
steels

Numar de brevet: WO 03 / 018856 A2 Fi ling / Publication Date: Feb.11, 2002 / Mar.6, 2003
Reprezentant: Questek Innovations LLC, USA
Inventator(i):Kuehmann, Charless, J., Olson, Gregory, B., Jou, Heing -Jeng, USA.
Functii principale: Rezisten ta foarte ridicat a (RRT> 1930 MPa) precipitare intarita din o tel
structural posed a combina tii de rezisten ta la coroziune si rezisten ta de durata. Aliajele intarite de
carburi M2C scar a nano. Aplica tiile poten tiale includ aterizarea aeronavelor de viteze, ma sini si
unelte folosite in mediu ostil.
Titlu: Nano -composite martensitic steels
Numar de brevet: EP 1 461 466 B1 Filing / Publication Date: Dec.12, 2002 / July 23, 2008
Reprezentant: MMFX Technologies Corp., USA
Inventator(i):Ku Sinski, Gregorz, J., Pollack, David, Thomas, Gareth
Functii principale: Aliaje de o tel cu rezisten ta ridicat a, tenacitate si formabilitatea la rece. Structura
unica microcomposita cuprinde foi nano de austenit a intre blocuri de martensit a dislocat. O tel
rezistent la coroziune ce ii ofera o durat a de via ta prelungit a a armaturilor in medii corozive.

Titlu: High strength hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same

Numar de brevet: US 7527700 B2 Filing / Publication Date: April 21, 2004 / May 5, 2009
Reprezentant: JFE Steel Corp., Japan
Inventator(i): Nobusuke Kariya, Shusaku Takagi, Tetsuo Shimizu, Tetsuya Mega, Kei Sakata,
Hiroshi Takahashi
Functii principale: Rezisten ta ridicat a (780MPa) tabl a de otel laminat la cald cu emisii reduse de
carbon (0,04, 0,15% C, pentru a) cu o alungire excelente si intindere. Microstructur a ce cuprinde
scara nano (20nm) carbur a de Ti -Mo precipit a in interiorul matricei de ferit a. Tabla de o tel este
potrivita pentru consolidarea cabinei la automobile si rezitenta la impact pentru automobile.

Titlu: Process for forming a Nano -crystalline steel sheet

Numar de brevet: US 7449074 B2 Filing / Publication Date: April 28, 2005 / Nov. 11, 2008
Reprezentant: The Nano Company, Inc., USA

94
Inventator(i):Daniel James Branagan
Functii principale: Oteluri special pe baz a fier metalic s ticlos care formeaz a aliaje, sunt formate
intr-o foaie de o tel nano -cristalin a prin solidificare rapid a a aliajului topit, folosind role de turnare
contra -rotative. Aliajul rezultat poate ar ata rezisten ta la trac tiune intre 3.16 -6.12 GPa.

Titlu: Ultra -high strength, weblable steels with excellent ultra -low temperature toughness

Numar de brevet: US 6264760 B1 Filing / Publication Date: July 28, 1998 / July 24, 2001
Reprezentant: Exxon Mobil Upstream Research Co., USA and Nippon Steel Corp., Japan
Inventator(i):Hiroshi Temehiro, Hitoshi Asahi, Takuya Hara, Yoshio Terada, Japan and Michael J.
Luton, Jayoung Koo, Narasimha Rao V. Bangaru, Clifford W. Petersen, USA
Functii principale: Inven tia se refer a la rezisten ta foarte ridicat a, plac a de otel suda bil, cu duritate
superioar a precum si tevile de transport fabricate din acest o tel. O telurile con tin nano -precipitate de
carburi sau carbonitruri V, Nb si Mo, care rezista HAZ stagneaz a si a minimiza pierderi localizate a
rezisten tei.

Titlu: Nano structur ed steel alloy

Numar de brevet: US 5589011 Filing / Publication Date: Feb. 15, 1995 / Dec. 31, 1996
Reprezentant: The University of Connecticut, USA
Inventator(i):Kenneth E. Gonsalves, USA
Functii principale: Inven tia se refer a la nanostructurate de tip M50 din o tel sintetizat a prin metode
chimice, care a imbun atatit propriet atile mecanice si fizice, cum ar fi duritatea, rezisten ta si
durabilitatea. O telul isi gaseste utilitatea special in fabricarea de scule de t aiere si rulmen ti.
3.17. Schimbari:
Otelurile nanostructurate ( in special, produse prin prelucrare SPD) prezint a niveluri de rezisten ta
extraordinare. Cu toate acestea, ductilitate a lor este inadecvat a si, prin urmare, le face improprii
pentru anumite aplica tii. Acest neajuns este un obstacol major in aducerea otelurilor nanostructurate
de la laborator la comercializare. Având in vedere acest lucru, este extrem de important ca
abord arile inovatoare sunt dezvoltate pentru a imbun atati ductilitatea otelurilor na nostructurate. In
consecin ta, oteluri necesit a metode nanostructurate non -traditionale de prelucrare si masini
specializate, care necesit a investi tii semnificative si dezvoltarea de aplica tii pentru a le face viabile
comercial.

95
Bibliografie:
1. Tatsuo Yokoi, Manabu Takahashi, Naoki Maruyama, Masaaki Sugiyama, “Application of
Controlled Cu Nano -Precipitation for Improvement in Fatigue Properties of Steels”, Nippon Steel
Technical Report , No.91, January 2005, 49 -55
2. Kazukuni Hase, Toshiyuki Hoshino, Ken iti Amano, “New Extremely Low Carbon Bainitic High –
Strength Steel Bar Having Excellent Machinability and Toughness Produced by TPCP Technology”
Originally published in Kawasaki Steel Giho , 34, (2002)1 -6
3. R. Song, D. Ponge, D. Raabe, J.G. Speer, D.K. Matlock, “Overview of Processing,
Microstructure and Mechanical Properties of Ultrafine Grained bcc Steels”, Materials Science and
Engineering , A 441, (2006) 1 -17
4. Peter D Hodgson, Llana B. Timokhina, Hossein Beladi, Llchat Sabirov and Elena V Pereloma,
“Nanostructural Engineering of Steel”, Simpro’08, December 09 -11, (2008), Ranchi, INDIA., 224 –
236
5. F.G. Caballero, H.K.D.H. Bhadeshia, “Very Strong Bainite”, Current Opinion in Solid State and
Materials Science , 8, (2004) 251 –257
6. C. Garcia -Mateo and F .G. Caballero, “Ultra -High -Strength Bainitic Steels”, Isij International ,
45, (2005) 1736 -1740
7. H.K.D.H.Bhadeshia, “Bulk Nanocrystalline Steel”, Iron Making and Steel Making , 32, (2005)
405
Grained Austenitic Stainless Steel”, The Minerals, Metals & Mate rials Society and ASM
International, 40A, (2009) 2498
15. G.B. Olson, “Advances in Theory: Martensite by Design”, Materials Science and Engineering
A, 438 -440, (2006) 48 -54
16. S. Goto, R. Kirchheim, T. al -Kassab, C. Borchers, “Application of Cold Drawn La mellar
Microstructure for Developing Ultra -high Strength Wires”, Trans. Nonferrous Met. Soc. China, 17,
(2007) 1129 -1138
17. Toshimi Tarui, Jun Takahashi, Hitoshi Tashiro, Nacki Maruyama, Seiki Nishida,
“Microstructure Control and Strengthening of High -carbon Steel Wires”, Nippon Steel, Technical
Report No. 91, (2005) 56 -61
18. X.D. Wang, N. Zhong Y.H. Rong, and T.Y. Hsu, “Novel Ultrahigh -strength Nanolath
Martensitic Steel by Quenching -Partitioning -Tempering Process”, J. Mater.Res. , 24, (2009) 260 –
267
19. C.A.D. Rodrigues, P.L.D. Lorenzo, A.Sokolowski, C.A. Barbosa, J.M.D.A. Rollo, “Titanium
and Molybdenum Content in Supermartensitic Stainless Steel”, Materials Science and Engineering ,
A 460 -461, (2007) 149 -152

96
20. Dierk Raabe, Dirk Ponge, Olga Dmitrieva an d Benedikt Sander, “Designing Ultrahigh Strength
Steels with Good Ductility by Combining Transformation Induced Plasticity and Martensite
Aging”, Advanced Engineering Materials , 11, (2009) 547 -555
21. S. Ukai, T. Kaito, S. Ohtsuka, T. Narita, M. Fujiwara, T. Kobayashi, “Production and Properties
of Nano -scale Dispersion Strengthened (ODS) 9Cr Martensitic Steel Claddings”, ISIJ International ,
43, (2003) 2038 -2045
22. Yi Hai -long, Du Lin -xiu, Wang Guo -dong, Liu Xinghua, “Strengthening Mechanism of a New
700 M Pa Hot Rolled High Strength Steel”, Journal of Iron and Steel Research International , 15,
(2008) 76 -80
23. D. Raabe, D, Ponge, O. Dimitrieva and B. Sander, “Nanoprecipitate -hardened 1.5 GPa Steels
with Unexpected High Ductility”, Scripta Materilia , 60, (2009) 1141 -1144
8. T. Roland, D. Retraint, K. Lu, J. Lu, “Enhanced Mechanical Behavior of a Nanocrystallised
Stainless Steel and its Thermal Stability” Materials Science and Engineering A , 445 -446, (2007)
281-288
9. Z.B. Wang and K. Lu, “Surface Nanocryst allization Engineering: Science and Industrial
Potential”, International Heat Treatment and Surface Engineering, 1, (2007) 39 -46
10. V. M. SegaL, Patent No. 575892, 1977
11. V. M. Segal, V. I. Rezhnikov, A. E. Dobryshevsky, V. I.Kopylov, Russ. Metall. (Eng l. Transl.)
1 (1981) 99
12. D.J. Branagan, “Engineering Structures to Achieve Targeted Properties in Steels on a Nanoscale
Level”, Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry, 31, (2007) 343 -350
13. Daniel J. Branagan,, Alla V. Sergueeva and A miya K. Mukherjee, “Towards the Development
of a New Iron Age”, Advanced Engineering Materials , 8, (2009) 940 -943
14. R.D.K. Misra, S. Nayak, S.A. Mali, J.S. Shah, M.C. Somani and L.P. Karjalainen,
“Microstructure and Deformation Behavior of Phase -Reversio n-Induced Nanograined / Ultrafine –
24. S. Rajasekhara, M. C. Somani, M. Koljonen, P. J. Ferreira, L. P. Karjalainen, A. Kyrolainen,
“Submicron/Nano Grained Stainless Steels with Superior Mechanical Properties”, Mater. Res. Soc.
Symp. Proc., 903E, (2006)
25. I. B. Timokhina, P. D. Hodgson, S. P. Ringer, R. K. Zheng and E. V. Pereloma, “Nano -scale
Microstructured Characterization of Modern High Strength Steels for the Automotive Industry”,
Intl. Conference on Microalloyed Steels: Processing, Microstructure, P roperties and Performance,
(2007) 305 -312
26. Shimizi Tetsuo, Funakawa Yoshimasa, Kaneko Shinjiro, “High Strength Steel Sheets for
Automobile Suspension and Chassis Use -High Strength Hot -Rolled Steel Sheets with Excellent

97
Press Formability and Durability f or Critical Safety Parts”, JFE Technical Report No. 4, (2004) 22 –
27
27. Y. Funakawa, T. Shiozaki, K. Tomita, T. Yamamoto and E. Maeda, “Development of High
Strength Hot -rolled Sheet Steel Consisting of Ferrite and Nanometer -sized Carbides”, ISIJ
International , 44, (2004) 1945 -1951
28. S. Ukai and S. Ohtsuka, “Nanomesoscopic Structure Control in 9Cr -ODS Ferritic
Steels”, Energy Materials , 2, (2007) 26 -35
29. D. A. McClintock, D. T. Hoelzer, M. A. Sokolov and R. K. Nanstad, “Mechanical Properties of
Neutron Irradiated Nanostructured Ferritc Alloy 14YWT”, Journal of Nuclear Materials , 386 -388,
(2009) 307 -311
30. E. Mazancova, Z. Jonsta and K. Mazanec, “Properites of High Manganese Fe -Mn-Al-C
Alloys”, Archives of Materials Science , 28, (2007) 90 -94
31. Gâdea, Suzana, Petrescu, Maria, Petrescu , N., Aliaje amorfe solidificate
ultrarapid , Editura Stiintifica si Enciclopedic a, Bucure sti, 1988. [1]
32. * * * Ultrafin Grain Metals , Editors John J.Bruke, Volker Weis Syracuse –
New York, Syracuse University Press ,1970. [2]
33. C alugaru, Gh., Materiale avansate. Pulberi metalice amorfe , Editura Plumb,
Bacau, 1995. [3]
34. Bejan, M., In lumea unit atilor de m asura. Editia a doua rev azuta si adaugita.
Editura Academiei Române si Editura AGIR, Bucure sti, 2005. [4]
35. S. V. Dobatkin, “Severe Plastic Deformation of Steels:
Structure, Properties and Techniques” in Investigation and
Applications of Severe Plastic Deformation , Ed. by T. C.
Lowe and R. Valiev (Kluwer, Netherlands), 3 (2000) 13 -22.
36. R. Z. Valiev, I. V. Alexan drov, Nanostructured Materials
Produced by Severe Plastic Deformation, Logos, Moscow,
2000.
37. R. Z. Valiev, Y. V. Alexandrov, Y. T. Yhu, T.C. Love, J.
Mater. Res. 17 (2002) 5.
38. R. Z. Valiev, R. K. Islamgaliev, Y. V. Alexandrov, Progr.
Mater. Sci. 45 ( 2000) 103
39. N. Tsuji, R. Ujei, Y. Ito, H. W. Kim, Ultrafine Grained Materials
IV., Ed. by Y. T. Zhu, T. Langdon, Y. Horita, M. J.
Zehetbauer, S. I. Semiatin, T. C. Lowe, TMS (The Minerals,
Metals & Materials Society) 2006, 81

98
40. H. Miyamoto, K. Ota, T. Mimaki, Scripta Materialia, 54
(2006) 1725
41. T. C. Lowe, R. Z. Valiev (Eds.), Investigation and Applications
of Severe Plastic Deformation (Kluwer, Dodrecht,
2000)
42. TMS zbornik
43. J. Zrnik, Metallic Materials, 44 (2006) 5, 243
44. V. M. SegaL, Patent No. 575892, 1977
45. V. M. Segal, V. I. Rezhnikov, A. E. Dobryshevsky, V. I.
Kopylov, Russ. Metall. (Engl. Transl.) 1 (1981) 99
46. V. M. Segal, Mat. Sci. Eng. A 345 (2003) 36
47.V. si M.V Suciu, Studiul materialelor , Ed.Fair Partners,Bucuresti.
48.Raport sintetic pentru etapa unica 2009,Universitatea „Dubanrea de Jos”,Galati
49.J.Zmik, „Processing of material by sever plastic deformation .Structure and mechanical
properties respond.