P R E F A Ţ Ă .................................................................................................... 4 PARTEA I ............................................................................................................. 5 GENERALITĂŢI .................................................................................................... 6 MATERIALE CU STRUCTURI METASTABILE ............................................ 7 I.1.1.CONSIDERAŢII GENERALE ............................................................................... 7 R – Constanta universală a gazelor ........................................................ 8 I.1.2. PRINCIPII DE BAZĂ ALE SOLIDIFICĂRII ULTRARAPIDE PENTRU OBŢINEREA MATERIALELOR CU STRUCTURI METASTABILE .................................................................................. 9 I.1.3. ALIAJE AMORFE (STICLE METALICE) ............................................................... 12 I.1.3.1. Proprietăţi şi aplicaţii .................................................................. 12 I.1.3.2. Sisteme de aliaje în care se formează sticlele metalice .............. 16 I.1.3.3. Capacitatea de formare a sticlei ................................................. 20 I.1.4. ALIAJE CRISTALINE ÎNALT SUPRASATURATE ..................................................... 24 I.1.4.1 Tipuri de germinare şi de creştere la solidificarea ultrarapidă a aliajelor microcristaline .......................................................................... 25 I.1.4.2 Posibilitatea apariţiei cristalizării masive, fără segregaţii, în procedeele de solidificare ultrarapidă ..................................................... 28 I.1.4.3 Studiul condiţiilor de formare a structurilor microcristaline duplex ....................................................................................................... 29 I.1.5. ALIAJE CU BAZĂ DE ALUMINIU SOLIDIFICATE ULTRARAPID .................................... 32 I.1.5.1. Generalităţi .................................................................................. 32 I.1.5.2. Avantajele aplicării solidificării ultrarapide pentru aliajele de Al durificate prin precipitare........................................................................ 33 I=îmbătrânire ........................................................................................ 35 I.1.5.3. Avantajele aplicării solidificării ultrarapide la producerea unor noi aliaje de Al durificate prin dispersie ................................................. 36 I.1.5.4. Condiţionarea structurală a proprietăţilor mecanice în aliajele de Al durificate prin dispersie produse prin solidificare ultrarapidă ... 38 MATERIALE CELULARE .............................................................................. 48 I.2.1. REPERE PENTRU PERFORMANŢĂ ................................................................... 49 I.2.1.1. Structuri superuşoare ................................................................. 49 I.2.1.2. Mediul de disipare al căldurii ..................................................... 57 I.2.1.3. Alte funcţionalităţi ...................................................................... 58 I.2.2. MATERIALE PERIODICE ................................................................................ 61 I.2.2.1. Caracteristici structurale ............................................................ 61 I.2.2.2. Disiparea căldurii si Bi-functionalitatea.................................... 64 I.2.3. TEHNOLOGII DE ELABORARE ......................................................................... 67 ALIAJE PRODUSE DIN GRANULE ............................................................. 74
This document is posted to help you gain knowledge. Please leave a comment to let me know what you think about it! Share it to your friends and learn new things together.
Transcript
P R E F A Ţ Ă .................................................................................................... 4
PARTEA I ............................................................................................................. 5
Tabelul I.1.6. Valori comparative ale caracteristicilor la tracţiune, la temperatura ambiantă, ale unor noi aliaje din seria 7XXX prelucrate prin solidificare ultrarapidă
Aliajul şi starea de prelucrare Tratamentul
termic
Rp o,2
MPa
Rm
MPa
Alungire
%
KCu
MNm-3/2
7075; lingou S=500 C/1oră
I=120 C/24 ore
510 572 13,0 31
35
7075+1Ni+0.87;
bară extrudată din lingou
S=500 C/1oră
I=120 C/24 ore
716 737 1,5 -
7075; solidificat prin melt-spinning şi
extrudat
S=490 C/1oră
I=120 C/24 ore
580 635 16,0 -
7075+2Zn; solidificat ultrarapid între 2
cilindrii şi extrudat
S=460 C/1oră
I=120 C/24 ore
496 600 9,0 -
7075; solidificat ultrarapid între 2 cilindrii
şi extrudat
S=460 C/1oră
I=120 C/24 ore
613 661 4,0 -
7075+1Ni+1Fe; solidificat ultrarapid între
2 cilindrii şi extrudat
S=475 C/1oră
I=120 C/24 ore
634 771 9,0 -
7075+1Fe+0,6Ni; atomizat ultrasonic în
gaze şi extrudat
S=490 C/1oră
I=120 C/24 ore
572 689 6,0 -
7075+1Ni+0,87Zr; atomizat ultrasonic în
gaze şi extrudat
S=490 C/1oră
I=120 C/24 ore
627 682 10,0 -
7075+1Ni+0,8Zr; compactizat dinamic
din lichid şi extrudat (28:1) la 400 C
S=490 C/1oră
I1=25 C/120 ore
I2=120 C/24 ore
740 816 8,6 -
X7091 (Alcoa); atomizat în aer şi
extrudat
S=490 C/1oră
I=120 C/24 ore
586 614 12,0 38
X7091 atomizat în aer şi extrudat S=488 C/2ore
călit în apă
trefilat 2%
I1=25 C/4 zile
I2=121 C/24 ore
I3=163 C/4 ore
571 658 13,0 -
MA67; atomizat în aer şi extrudat S=460 C/2ore
I1=25 C/4 7 zile
I2=121 C/2 ore
I3=165 C/1 oră
653 683 4,5 -
Obs.: S=încălzire de punere în soluţie
I=îmbătrânire
36
apreciat cu cât valorile caracteristicilor mecanice ale aliajelor durificate prin precipitare
prelucrate pe ruta clasică a turnării în lingou atinseseră un nivel de saturaţie, căruia cu greu i se
mai puteau aduce uşoare îmbunătăţiri cu eforturi considerabile constând pe de o parte din
tratamente termomecanice mai sofisticate şi pe de altă parte dintr-un control compoziţional
foarte strâns şi o puritate avansată a aliajelor. Asemenea măsuri tehnologice restrictive şi
pretenţioase pot fi înlocuite în mod profitabil prin aplicarea solidificării ultrarapide, iar beneficiile
în ameliorarea proprietăţilor mecanice devin mult mai mari. De menţionat, pentru moment, că o
puritate avansată a aliajelor înseamnă severitate şi reticenţă în acceptarea aluminiului secundar
provenit din prelucrarea deşeurilor la elaborarea unor aliaje de Al performante.
I.1.5.3. Avantajele aplicării solidificării ultrarapide la producerea unor noi
aliaje de Al durificate prin dispersie
Când solidificarea ultrarapidă este aplicată pentru producerea de aliaje durificate prin
precipitare, fazele durificatoare precipitate se formează în principal în cursul unor tratamente
termice specifice care sunt aplicate ulterior operaţiilor de consolidare într-un semifabricat masiv
a produselor ultrasubţiri obţinute la solidificarea ultrarapidă. Din acest motiv se poate considera
că din punct de vedere structural aliajele de Al durificate prin precipitare aparţin aceleiaşi familii,
fie că sunt obţinute pe ruta clasică a turnării în lingou, fie că sunt obţinute pe ruta nouă a
solidificării ultrarapide.
Dimpotrivă pentru aliajele de Al durificate prin dispersie există o deosebire de esenţă
atunci când ele sunt obţinute în mod tradiţional, respectiv când sunt obţinute prin solidificare
ultrarapidă.
După cum este binecunoscut, aliajele de aluminiu tradiţionale durificate prin dispersie
(cum sunt de exemplu aliajele tip SAP = sintered aluminium products) sunt de fapt
microcompozite realizate prin tehnici de metalurgia pulberilor în care faza dispersă durificatoare
(oxizi sau compuşi intermetalici) este produsă în mod separat sub formă de pulbere fină şi
incorporată în matricea de Al prin amestecare, presare şi sinterizare.
Cu totul alta este situaţia pentru noile aliaje de Al durificate prin dispersie produse prin
solidificare ultrarapidă. În acestea, particulele disperse reprezintă compuşi intermetalici primari
sau din microstructura unui eutectic sau monotectic, care, aşa cum s-a arătat în anterior, au
suferit o finisare dimensională excepţional de avansată (până la nivelul zecilor de nanometri) în
37
cursul procesului de solidificare ultrarapidă. Din punct de vedere al modului de formare al fazei
disperse în microstructură, aceste noi aliaje de Al cu durificare dispersă produse prin solidificare
ultrarapidă, ar trebui considerate ca nişte microcompozite formate ―in situ‖ în care atât matricea
compozitului cât şi faza sa durificatoare se formează într-un singur proces, cel de solidificare
ultrarapidă.
Constatarea care se impune este că pentru aliajele de Al durificate prin precipitare,
turnarea în lingou, respectiv solidificarea ultrarapidă reprezintă două alternative care se pot
înlocui una pe alta (evident cu rezultate net diferite). Prin contrast cu acestea, noile aliaje de Al
durificate prin dispersie produse prin solidificare ultrarapidă nu îşi au corespondent într-o
tehnologie clasică implicând solidificarea. Am precizat anterior că aliajele durificate dispers tip
SAP sunt cu totul de altă natură, deci ies din discuţie. S-ar putea lua în considerare doar aliajele
clasice din seriile 3XXX şi 8XXX în care o anumită cantitate de dispersoizi este determinată să
se formeze la solidificare prin strategia de aliere adoptată. Trebuie însă remarcat că rolul
dispersoizilor din aceste aliaje în scopul ameliorării proprietăţilor mecanice reprezintă un rol
indirect, funcţia lor principală fiind să ajute ţinerea sub control a granulaţiei. Întradevăr aceste
aliaje nu sunt durificate prin dispersie ci prin cu totul alt mecanism şi anume prin substructura
de dislocaţii introdusă în timpul prelucrării prin deformare plastică la cald şi la rece a acestor
aliaje. De altfel fracţia în volum a dispersoizilor din aceste aliaje, -cu o valoare tipică de 1 2% în
aliajele din seria 3XXX şi uşor mai ridicată în aliajele din seria 8XXX,- este insuficientă pentru a
afecta în mod apreciabil mişcarea dislocaţiilor.
Ţinând seama de aceste fapte, s-a apreciat chiar şi în modul de gândire clasic că ar fi
interesant să se incorporeze la solidificarea aliajelor de aluminiu fracţii în volum mult mai mari
de dispersoizi, cu fineţe avansată, care să producă un efect considerabil de durificare. Acest
lucru nu este însă realizabil pe ruta clasică a solidificării în lingou sau în piese pentru că aliajele
cu o compoziţie suficient de bogată care să promoveze cantitatea necesară de dispersoizi vor
genera la vitezele lente de răcire specifice solidificării în lingou dispersoizi de dimensiune
grosieră ce acţionează ca incluziuni cu rol de concentratori de tensiuni, ceea ce în mod evident
va degrada dramatic ansamblul proprietăţilor mecanice ale aliajului.
Soluţia acestei probleme este adusă de solidificarea ultrarapidă, datorită unor efecte
structurale majore de interes pentru producerea unor aliaje de Al cu cantitate mare de
dispersoizi în microstructură, capabili să producă efecte de durificare de amploare. Se poate
38
considera că soluţia acestei probleme adusă de solidificarea ultrarapidă se bazează pe
următoarele efecte:
1 solidificarea ultrarapidă permite o strategie de aliere mult mai generoasă, cu
introducerea în compoziţie în proporţie mare a unor elemente de aliere neuzuale (cum sunt
spre exemplu metalele de tranziţie) capabile să genereze dispersoizi de o anumită natură şi în
cantitatea cerută;
2 solidificarea ultrarapidă este capabilă să finiseze dimensiunea particulelor de
dispersoizi până la nivel submicronic, încă de la separarea lor din topitură;
3 solidificarea ultrarapidă, prin efectul de extensie considerabilă a solubilităţii în stare
solidă a elementelor de aliere în aluminiu, este capabilă să producă suplimentar o nouă
cantitate de dispersoizi, de dimensiune chiar mai fină, prin separarea acestora din soluţia solidă
foarte puternic suprasaturată călită din stare lichidă, în timpul operaţiilor de consolidare şi
prelucrare plastică la cald aplicate produselor solidificate ultrarapid.
I.1.5.4. Condiţionarea structurală a proprietăţilor mecanice în aliajele de
Al durificate prin dispersie produse prin solidificare ultrarapidă
Aşa cum este bine elucidat teoretic, în toate aliajele durificate prin dispersie principalul
mecanism de ranforsare este cel al ancorării dislocaţiilor din matrice de către particulele de
dispersoizi. Limita de curgere a unui aliaj durificat prin acest mecanism este calculabilă cu
relaţia Orowan:
= m+Gb/l (I.1.13)
unde m este limita de curgere a matricei aliajului, G este modulul de rigiditate (modulul de
elasticitate transversal), b este vectorul Burgers al dislocaţiilor din matrice, iar l este distanţa
medie între centrele particulelor de dispersoizi.
Valorile determinate experimental pentru limita de curgere a unor aliaje de Al
solidificate ultrarapid în funcţie de dimensiunea particulelor şi de fracţia în volum a unor
dispersoizi conţinând diverse metale de tranziţie (Mo, Cr, V), arată că efectul de durificare
produs de fracţiile mari în volum, de dispersoizi din microstructură este impresionant de mare.
Totodată se constată că valorile experimentale ale limitei de curgere în asemenea aliaje de Al
durificate prin dispersie sunt în foarte bună concordanţă cu valorile teoretice prezise de teoria
Orowan.
39
I.1.5.4.1. Consideraţii privind stabilitatea la încălzire a noilor aliaje
comparativ cu aliajele de Al clasice
Deoarece atât modulul de rigiditate G cât şi limita de curgere m ale matricei aliajului
scad cu creşterea temperaturii, este de aşteptat ca valorile limitei de curgere să fie mai
modeste la temperaturi ridicate decât la temperatura ambiantă (relaţia 1.13). Acest efect este
comun atât aliajelor durificate prin dispersie cât şi aliajelor durificate prin precipitare.
Examinarea relaţiei (I.1.13) arată însă că slăbirea efectului de durificare la încălzire va fi diferită
în cele două categorii de aliaje datorită influenţei pe care o exercită asupra mărimii l din relaţia
(I.1.13) creşterea prin coalescenţă a dimensiunii particulelor de faze secundare.
În general coalescenţa este mai rapidă şi înmuierea mai pronunţată la încălzire pentru
aliajele durificate prin precipitare decât pentru aliajele durificate prin dispersie. Acest fapt este
clar pus în evidenţă de datele experimentale din literatura de specialitate, din care se constată
că un aliaj clasic tip duraluminiu (aliajul 2219) solidificat din lingouri şi tratat termic prin
durificare prin precipitare, considerat pentru comparaţie, începe să se înmoaie pronunţat
datorită coalescenţei precipitatelor încă de la temperaturi inferioare valorii de 200 C. Tot datele
arată însă că o serie de noi aliaje ale aluminiului cu metale de tranziţie şi lantanide durificate
prin dispersie prin tehnologia solidificării ultrarapide se înmoaie prin coalescenţă la temperaturi
mult mai ridicate şi într-un mod mult mai treptat, înmuierea pronunţată având loc abia în
intervalul de temperaturi 350 500 C. De altfel stabilitatea termică a acestor noi aliaje de Al
durificate prin dispersie a stimulat în ultimul deceniu interesul şi alocarea de fonduri însemnate
de către Departamentul Aviaţiei Militare din Statele Unite pentru a obţine prin solidificare
ultrarapidă aceste aliaje uşoare, în scopul înlocuirii aliajelor de titan, cu densitate mai mare,
pentru piese folosite în construcţia aeronautică supuse în serviciu unor temperaturi în domeniul
200 400 C.
Ţinând seama de faptul că stabilitatea termică neobişnuit de ridicată reprezintă unul
din principalele atuuri ale noilor aliaje de Al durificate prin dispersie, produse prin solidificare
ultrarapidă, vom insista în mod mai detaliat asupra mecanismului structural care acţionează în
aceste aliaje.
Într-o asemenea analiză au fost luate în considerare două relaţii fundamentale şi
anume relaţia Orowan ce exprimă componenta dependentă de temperatură T a limitei de
40
curgere (rel.I.1.14) şi relaţia Wagner ce exprimă creşterea prin coalescenţă a razei r a
particulelor durificatoare de faze secundare după o încălzire cu timpul t la temperatura T,
(rel.I.1.15):
T
T
D
D
T f
bQ s
b
b
lkT
E0 8
2
12
3
2
2, ln (I.1.14)
t
m
r rC
tD
RTt
3
0
3 0
23
0
6 (I.1.15)
Fără a detalia deducerea acestor relaţii, pentru înţelegerea problemei în discuţie este
suficient să se precizeze că pentru o bună stabilitate termică a proprietăţilor de rezistenţă
mecanică, următoarele caracteristici implicate în rel. (I.1.14) şi rel. (I.1.15) au o acţiune
favorabilă:
- o densitate mică de dislocaţii libere în matricea aliajului,
- o fracţie în volum mare de particule de faze secundare durificatoare, f
- o energie superficială redusă la interfaţa particulă/matrice,
- o energie de activare mare a proceselor de difuzie, QD
- o valoare mică a coeficienţilor de difuzie la temperatura T pentru elementele
componente din particulele de faze secundare durificatoare, D
- o valoare scăzută a concentraţiei maxime în matrice în condiţii de echilibru a
elementelor de aliere, C0
- o valoare mică a fluxului de difuzie în matrice a elementelor componente, flux implicat în
creşterea prin coalescenţă la temperatura T a particulelor de faze secundare durificatoare, DC0
În timp ce valoarea mare favorabilă pentru f este asigurată de gradul înalt de aliere
permis de solidificarea ultrarapidă, valorile favorabile scăzute pentru fluxul de difuzie sunt
asigurate de o alegere adecvată a elementelor de aliere ce intră în componenţa particulelor de
faze secundare durificatoare.
Datele din tabelul I.1.7 sunt foarte edificatoare în ceea ce priveşte importanţa pe
care natura elementelor de aliere le are în stabilitatea termică a aliajelor de Al ale căror
proprietăţi mecanice sunt determinate de interacţiunea dislocaţiilor cu particulele de faze
41
secundare din microstructură (particule disperse sau precipitate). Tabelul se axează pe
parametrul DC0 reprezentând fluxul de difuzie. Acesta conform relaţiei (I.1.15) trebuie să aibă o
valoare cât mai scăzută pentru a împiedica creşterea prin coalescenţă a particulelor şi
diminuarea efectului lor durificator la încălzirea aliajului.
Tabelul I.1.7. Valorile solubilităţii în stare solidă la echilibru (C0) şi ale difuzivităţii calculate la
427 C pentru metalele de tranziţie în Al; cuprul, element de aliere uzual în aliajele de Al tradiţionale, a fost inclus în tabel pentru comparaţie.
Sistemul de
aliaje
C0
solubilitatea
max. în Al
Date de difuzivitate Fluxul de
difuzie la 427 C
C0D
%at cm
s
2
D0
(factor
preexponenţial)
cm2/s
Q
energia de
activare
kJ/mol
Al-Zr 0,07 728 241 6,6 z 10-17
Al-Fe 0,026 9,1 x 105 260 1,12 x 10-15
Al-Ti 0,8 5 x 10-7 108 3,86 x 10-15
Al-V 0,2 6,05 x 10-8 82 3,94 x 10-15
Al-Mo 0,07 1,04 x 10-9 55 5,03 x 10-15
Al-Ni 0,023 2,9 x 10-8 66 8,4 x 10-15
Al-Nb 0,065 3,87 x 10-8 69 1,9 x 10-14
Al-Cr 0,42 5 x 104 242 2,3 x 10-14
Al-Mn 0,92 0,22 121 2,12 x 10-10
Al-Cu 2,45 0,29 130 1,6 x 10-10
Datele din Tabelul I.1.7 arată diferenţe enorme, cu multe ordine de mărime, între
contribuţia fluxului difuziv la creşterea prin coalescenţă a particulelor de faze secundare
durificatoare şi implicit la înmuierea aliajelor de Al durificate prin dispersie, respectiv prin
precipitare. Se impune deci concluzia (bazată pe mărimi ştiinţifice fundamentale) că din punct
de vedere al rezistenţei la înmuiere prin coalescenţă datele din tabel sunt clar în favoarea
strategiei de aliere cu metale de tranziţie (Zr, Fe, V etc) din noile aliaje de Al durificate prin
dispersie produse prin solidificare ultrarapidă şi în defavoarea elementelor de aliere clasice (ca
de exemplu Cu) din aliajele de Al tradiţionale durificate prin precipitare.
42
Examinarea relaţiei (I.1.15) arată că există şi alte mecanisme prin care se poate mări
stabilitatea termică a noilor aliaje de Al durificate prin dispersie produse prin solidificare
ultrarapidă. Astfel un beneficiu substanţial poate fi obţinut acţionând asupra mărimii (energia
superficială la interfaţa între particulele durificatoare şi matricea aliajului). Ar trebui urmat
exemplul superaliajelor pe bază de Ni în conceperea teoretică a noilor aliaje de Al durificate prin
dispersie produse prin solidificare ultrarapidă. Argumentele se bazează pe considerentul că una
din cauzele majore care asigură superaliajelor pe bază de Ni o excelentă stabilitate a rezistenţei
mecanice la încălzire până la temperaturi ce ating 0,8 Ttop constă în faptul că buna
compatibilitate la interfaţă între planele cristalografice ale reţelei matricei şi ale precipitatelor ‗
produce o energie superficială scăzută, aşa încât din acest punct de vedere există puţină
tendinţă termodinamică pentru ca particulele durificatoare să crească prin coalescenţă. Această
idee a condus în ultimii ani la obţinerea unor aliaje de Al complexe procesabile prin solidificare
ultrarapidă în care o asociere convenabilă de mai multe metale de tranziţie sau de metale de
tranziţie şi metaloizi dă naştere unor dispersoizi cu o foarte bună compatibilitate cristalografică
între particulele durificatoare şi matricea de soluţie solidă pe bază de Al, ca de exemplu
compuşii Al3(ZrxV1-x) sau Al12(Fe,V)3Si. Asemenea aliaje au fost dezvoltate în special de Allied
Corporation (Morristown, New Jersey, SUA), una din cele mai puternice companii industriale şi
de cercetare din lume în domeniul solidificării ultrarapide a aliajelor. În ţara noastră primele
cercetări asupra aliajelor de Al microcristaline solidificate ultrarapid au fost efectuate la
începutul anilor 80‘ introducând în compoziţia aliajelor fierul ca metal de tranziţie.
I.1.5.4.2 Consideraţii privind alte proprietăţi mecanice ale noilor aliaje de
Al durificate prin dispersie
În obţinerea noilor aliaje de Al durificate prin dispersie produse prin solidificare
ultrarapidă sunt de luat în discuţie şi alte proprietăţi mecanice, pe lângă rezistenţa mecanică şi
stabilitatea acesteia la încălzire.
Datele din tabelul I.1.8 demonstrează că au fost realizate progrese importante în acest
nou grup de aliaje de Al şi în ceea ce priveşte alte proprietăţi mecanice asociate celor de
rezistenţă la curgere şi la rupere.
Aceste date arată că ductilitatea exprimată prin alungirea la la rupere pentru noile
aliaje durificate prin dispersie produse prin solidificare ultrarapidă este comparabilă cu cea a
unui aliaj clasic turnat în lingou şi tratat termic pentru durificare prin precipitare, aliajul tip
43
duraluminiu 2210. Modulul de elasticitate (de interes într-o serie de aplicaţii în care rigiditatea
constituie o cerinţă critică) este net superior faţă de al aliajului clasic.
Tabelul I.1.8. Proprietăţi mecanice şi fizice ale noilor aliaje de Al durificate prin dispersie produse prin solidificare ultrarapidă şi consolidare prin extruziune, comparativ cu aliajul tradiţional tip duraluminiu (2210) produs pe ruta turnării în lingou şi tratat termic (T8511) pentru durificare prin precipitare
Aliaj
%gr
Forma
produsului
Orientare d
g/cm3
E
GN/m2
Alungire
%
Rp0,2
MPa
Rm
MPa
KCU
MN/m2/3
Al-8,5Fe-4Ce bară
extrudată
Longit. 2,96 77,9 12,6 353,0 428,9 29,3
2,54 x 7,62
cm
Trans. 82,7 13,5 324,8 431,6 17,6
Al-8,5Fe-1,3V-
1,7St
bară
extrudată
Longit. 2,93 86,9 16,1 353,0 446,8 34,9
1,9 x 11,4
cm
Trans. 82,7 13,5 357,2 428,2 22,9
Al-5Cr-2Zr bară
extrudată
Longit. 2,85 77,2 11,9 317,2 351,0 16,9
1,9 x 11,4
cm
Trans. 76,5 11,3 391,2 324,7 10,2
2210-T8511 bară
extrudată
Longit. 2,82 70,3 12,9 353,7 459,9 37,2
2,54 x
10,16 cm
Trans. - - - - -
Pentru majoritatea aplicaţiilor coloana cea mai importantă în Tab.1.8 este cea care
indică tenacitatea la rupere KCU. Din acest punct de vedere noile aliaje de Al durificate prin
dispersie solidificate ultrarapid se apropie de cele mai bune aliaje tradiţionale solidificate în
lingou, şi arată că ele au depăşit handicapul unei tenacităţi cu totul insuficiente manifestat de
aliajele de Al timpurii durificate prin dispersie. De remarcat în Tab.1.8 că barele extrudate din
produse solidificate ultrarapid prezentau o tenacitate mai mare în direcţie longitudinală. Aceasta
se explică prin efectul oxizilor formaţi la suprafaţa pulberilor sau filamentelor solidificate
44
ultrarapid, oxizi care sunt ―stripaţi‖ sau decojiţi în direcţia longitudinală de extruziune, dar
slăbesc materialul în direcţie transversală.
O proprietate de extremă importanţă care trebuie discutată în legătură cu noile aliaje
de Al durificate prin dispersie produse prin solidificare ultrarapidă este rezistenţa la oboseală.
Această proprietate este specificată prin două caracteristici: fie prin durata de viaţă a piesei
supuse unui număr variabil de încercări ciclice, sau prin viteza de creştere a fisurilor în funcţie
de factorul de intensitate al tensiunii. Pentru ambele caracteristici, noile aliaje de Al durificate
prin dispersie prezintă un răspuns favorabil, comparabil cu cel al celor mai bune aliaje
tradiţionale de tip duraluminiu (seria 2XXX) dar nu ating încă performanţele unor aliaje moderne
tip Ziral cu conţinut foarte scăzut de incluziuni (spre exemplu aliajul 7475).
În interpretarea acestor proprietăţi trebuie însă ţinut seama că aliajele de Al
microcristaline solidificate ultrarapid se află în curs de cercetare şi dezvoltare de mult mai puţin
timp decât aliajele tradiţionale produse pe ruta clasică a solidificării în lingou sau în piese.
Deşi nu fac parte dintre proprietăţile mecanice, caracteristicile de rezistenţă la
coroziune nu pot fi eludate când se consideră aplicaţiile noilor aliaje.
După cum este bine cunoscut aliajele de Al sunt în general bine protejate împotriva
acţiunii chimice a mediului de către stratul oxidic de pasivare format în mod natural. De
asemenea cunoscut este faptul că aliajele de Al de mare rezistenţă mecanică produse pe ruta
tradiţională a solidificării în lingou sunt mai puţin rezistente la coroziune decât aluminiul pur, fie
pentru că anumite elemente de aliere afectează integritatea filmului de oxid protector facilitând
coroziunea de tip pitting, fie că aceste elemente generează procese electrochimice care pot
conduce la coroziune intergranulară sau la coroziune sub tensiune.
Aliajele de Al microcristaline solidificate ultrarapid, care fac obiectul tezei de doctorat,
nu conţin particule de faze secundare grosiere (cum sunt cele care induc coroziunea galvanică
în unele aliaje tradiţionale de Al), şi dacă ele nu conţin în cantitate apreciabilă elemente active
electrochimic cum sunt Cu sau Si în soluţie solidă, rezistenţa lor la coroziune este de aşteptat
să fie foarte bună. Mai mult, aşa cum se afirmă în literatura de specialitate, noile aliaje de Al
durificate prin dispersie produse prin solidificare ultrarapidă prezintă mai degrabă o coroziune
de tip general, decât una concentrată de tip pitting, iar nivelul pierderilor în greutate prin
coroziune generală este chiar mai mic decât al aliajelor de Al de mare rezistenţă mecanică
produse pe ruta tradiţională a solidificării în lingou.
45
I.1.5.4.3 Consideraţii privind strategia de aliere în aliajele de Al
tradiţionale şi în noile aliaje de Al durificate prin dispersie produse prin
solidificare ultrarapidă
După cum s-a arătat anterior, obţinerea noilor aliaje de Al durificate prin dispersie, este
condiţionată de o anumită strategie de aliere diferită de cea aplicată în aliajele de Al
tradiţionale.
Astfel poate părea surprinzător faptul că în aliajele tradiţionale de Al
doar 5 elemente chimice sunt folosite pentru o veritabilă aliere (Cu, Mg, Zn, Si, Mn), la care s-a
adăugat în ultimii ani un al 6-lea element, litiul. Desigur în consideraţia de mai sus au fost
excluşi modificatorii şi elementele minore introduse în compoziţie în proporţie redusă cu un alt
rol şi anume cel de inhibitori de creştere a granulaţiei. Remarcabil este faptul că toate aceste 6
elemente, împreună cu alte două (Ag, Ge), excluse de la aliere din motive de preţ şi
indisponibilitate, formează un grup de 8 elemente chimice, care sunt singurele ce prezintă o
solubilitate în stare solidă în aluminiu ce depăşeşte 1,5% at.
Tabelul lui Mendeleev pune clar în evidenţă faptul că că elementele de aliere
tradiţionele în Al sunt toate grupate în jurul aluminiului, accentuând rolul factorului electrochimic
şi al structurii electronice exterioare în determinarea solubilităţii în stare solidă în Al (el însuşi un
metal amfoter, având o structură electronică exterioară netipic metalică, unul din electronii de
valenţă fiind situat într-un substrat cuantic ―p‖). De asemenea se constată că metalele de
tranziţie şi lantanidele cu structură electronică exterioară mai complicată, prezintă solubilităţi
maxime în stare solidă la echilibru în Al (valorile C0) cu totul neglijabile. Excepţie face
manganul, cu C0=0,7% at, metal inclus de altfel ca element de aliere în aliajele de aluminiu
tradiţionale.
În această analiză s-a încercat să se evidenţieze raţiunile teoretice care determină
valorile convenabile ale solubilităţilor în stare solidă în Al pentru grupul restrâns de elemente de
aliere tradiţionale, făcând o evaluare a acţiunii factorilor Hume - Rothery. Concluziile care se pot
trage sunt următoarele:
Faptul că cele 8 elemente cu solubilitate convenabilă în Al se grupează în jurul
aluminiului în tabelul periodic arată importanţa decisivă a factorului de diferenţă de
electronegativitate în determinarea acestei solubilităţi. În interiorul acestui grup de 8 elemente
46
factorul de electronegativitate şi similitudinea în structura electronică exterioară apar ca
prevalând asupra factorului de mărime atomică. Astfel Si şi Ge, în ciuda unui factor de mărime
atomică complet nefavorabil se situează în interiorul grupului celor 8 elemente cu solubilitate
ridicată în Al, în timp ce Sn cu un factor de mărime atomică foarte favorabil este exclus din
acest grup. De asemenea argintul şi aurul, ambele având un factor de mărime atomică extrem
de favorabil în raport cu aluminiul, prezintă o asemenea discrepanţă ca solubilitate în Al, încât
Ag se află inclus în grupul celor 8 elemente iar Au este exclus din grup.
Factorul de mărime atomică pare a fi un factor de corelare al solubilităţii în interiorul
grupului celor 8 elemente numai în conjuncţie cu structura electronică exterioară. Astfel zincul
are o solubilitate mai mare decât magneziul, germaniul are o solubilitate mai mare decât siliciul,
argintul are o solubilitate mai mare decât cuprul, pentru că primul element din fiecare pereche
considerată are un factor de mărime atomică mai favorabil. Mai confuză apare a fi situaţia
solubilităţii în Al pentru Ga şi In, elemente ce au aceeaşi structură electronică exterioară ca şi
Al.
Astfel galiul, vecinul cel mai apropiat al aluminiului (cu aceeaşi structură electronică şi
cu cea mai mică diferenţă de electronegativitate) are doar o solubilitate moderată în Al
(C0=9,5% at Ga), cu mult mai mică decât solubilitatea pentru Li (C0=22% at Li). Faptul este
surprinzător pentru că factorul de mărime atomică este aproape acelaşi pentru cele două
metale, dar cea mai mare solubilitate nu este prezentată de Ga ci de Li, în ciuda diferenţei sale
mari faţă de Al atât ca electronegativitate cât şi ca structură electronică exterioară.
Un alt exemplu greu de explicat îl constituie In, care în ciuda similitudinii de structură
electronică şi a diferenţei mici de electronegativitate în raport cu Al, are o solubilitate atât de
scăzută încât este exclus din grupul celor 8 elemente cu solubilitate acceptabilă. Am fi înclinaţi
să atribuim solubilitatea foarte scăzută a indiului (C0=0,026% at In) factorului său nefavorabil de
mărime atomică, dar această explicaţie simplă este greu de acceptat, câtă vreme pentru Si şi
Ge (care au o structură electronică diferită de a aluminiului şi nu similară ca a In), factorul foarte
nefavorabil de mărime atomică nu este prohibitiv pentru o solubilitate convenabilă în Al.
Din punct de vedere fundamental problema solubilităţii în stare solidă în Al apare deci
complicată. Ceea ce interesează însă din punct de vedere practic este că o solubilitate în stare
solidă cu valoare convenabilă la echilibru (de exemplu C0 1,5% at) reprezintă o condiţie
esenţială pentru ca un anumit metal să poată constitui un element de aliere în Al, când
47
producerea aliajului se face pe căile tradiţionale (solidificare în lingou sau în piese). Când
această solubilitate este neglijabilă cum este cazul metalelor de tranziţie în Al, două efecte
structurale importante împiedică obţinerea unui aliaj cu proprietăţi mecanice acceptabile. Pe de
o parte, nu se produce efectul de durificare prin dizolvare în matrice şi pe de altă parte
elementele introduse în compoziţie, fiind practic insolubile în metalul de bază (în speţă Al) vor
forma la solidificare particule grosiere de compuşi intermetalici, care compromit grav
caracteristicile de rezistenţă mecanică şi mai ales pe cele de tenacitate şi rezistenţă la
oboseală.
Solidificarea ultrarapidă permite schimbări radicale în strategia de aliere, datorită celor
două fenomene structurale majore pe care le induce: (a) extensia solubilităţii în stare solidă cu
posibilitatea de durificare a matricei aliajului, şi (b) finisarea până la nivel micronic a dimensiunii
particulelor fazelor intermetalice din structura duplex a aliajului. În acest mod compuşii
intermetalici nu mai acţionează în sensul deteriorării proprietăţilor mecanice ci devin faze
secundare durificatoare cu efect benefic.
În cazul specific al aliajelor de Al, schimbarea strategiei de aliere promovată de
solidificarea ultrarapidă constă în acceptarea metalelor de tranziţie şi a lantanidelor ca elemente
de aliere în noile aliaje durificate prin dispersie, cu sau fără adaosuri din elemente de aliere
tradiţionale. Valorile solubilităţii extinse (Cext) şi ale gradului de extensie a solubilităţii metalelor
de tranziţie în Al (Cext/C0) sunt impresionante. Fierul de exemplu, îşi măreşte de aproape 240 de
ori solubilitatea în stare solidă în Al prin aplicarea solidificării ultrarapide.
O altă observaţie care priveşte strategia de aliere, este aceea că şi în aliajele de Al
produse prin solidificare ultrarapidă, ca şi în aliajele de Al tradiţionale, se preferă frecvent
compoziţiile complexe, cu mai multe metale introduse simultan ca elemente de aliere. Raţiunea
acestei preferinţe este una de ordin fundamental vizând formarea unor compuşi intermetalici
durificatori cu anumite caracteristici structurale. Există însă şi o raţiune de ordin practic,
deoarece adeseori un singur metal de tranziţie în compoziţie conduce la o urcare prea abruptă
a curbei lichidus din diagrama de echilibru a sistemului binar pe bază de Al, făcând elaborarea
dificilă. Prezenţa simultană a mai multor elemente în compoziţie, prin depresiunea
temperaturilor lichidus, facilitează elaborarea aliajelor chiar la gradele mari de aliere reclamate
de formarea unei cantităţi suficiente de compuşi intermetalici cu efect durificator.
48
I.2
MATERIALE CELULARE
Este demonstrată deja performanta multifuncţionala ale materialelor bazate pe metale
celulare stocastice, acest capitol propunându-şi să compare aceste materiale cu proprietăţile
proiectate ale materialelor cu celule periodice, configurate ca miezuri pentru tablouri, tuburi si
carcase. Oportunităţile de implementare sunt structura ultrafină, răcire eficientă, absorbţia
energiei si controlul vibraţiilor. Tipologiile materialelor periodice cuprind atât micro reţelele cât şi
materiale liniare cu miezuri striate. Plusul de performante care pot fi aşteptate de la
implementarea acestor materiale periodice sunt prezentate si comparate cu conceptele
concurente. Sunt luate în vedere şi metodele pentru producerea acestor materiale si sunt
propuse câteva compromisuri cost / performanta.
Metalele celulare prezintă pofile de proprietăţi care sugerează implementarea lor ca
materiale multifuncţionale [1-4]. Proprietăţile care par cele mai atractive sunt cele care
guvernează folosirea lor ca miezuri pentru panouri si carcase, având o greutate redusa faţă de
materialele competitoare. Aceste avantaje dau naştere unor structuri superuşoare, disipatoare
de căldura, controlul vibraţiilor si absorbţia de energie. Beneficiile metalelor celulare in
asemenea aplicaţii sunt sensibile din punct de vedere tipologic: adică, proprietăţile importante
sunt sensibile la micro-arhitectura celulelor. Stabilirea relaţiilor intre tipologie si performanţe
reprezintă frontiera cercetării. Acest capitol explorează problemele tehnice asociate si discuta
posibilităţile de cercetare.
Manifestările tipologice cunoscute sunt fie stocastice, fie periodice (figura I.2.1.a,b).
Începutul în ceea ce reprezintă acest fel de materiale sunt spumele de aliaje cu celule închise
sau deschise ce sunt disponibile din punct de vedere comercial. Proprietăţile unor asemenea
49
materiale, ca si posibilităţile lor de implementare, au fost pe larg prezentate intr-o lucrare
recenta [1]. Caracteristica lor principală, rezumata in secţiunea următoare, stabileşte criteriile de
performanta. Tot în acest capitol sunt prezentate atât arhitecturi micro-stiva, regulate,
cunoscute ca materiale structurale [5,6], cât şi materiale cu canale periodice bidimensionale,
desemnate ca materiale liniare [7]. Asemenea materiale pot fi asimilate cu tipologii ce manifestă
profile de proprietăţi mult superioare celor demonstrate de analogii lor stocastici, la aceeaşi
densitate relativa (sau greutate). Cu toate acestea, costurile de fabricaţie sunt in general mai
ridicate.
Figura I.2.1a. Cele doua categorii de materiale celulare
I.2.1. Repere pentru performanţă
I.2.1.1. Structuri superuşoare
Măsurătorile, modelele si analizele care reprezintă indicii de performanta pentru
spumele metalice sunt atinse in lucrările [1,2,8-10]. Aceşti indici sunt utilizaţi pentru a realiza
diagrama de performanta pentru aplicaţii importante unde spumele oferă avantaje
50
semnificative. Pentru implementarea unei construcţii ultrauşoare tip sandwich, modulul de
forfecare si rezistenta materialului spumant sunt cele mai importante proprietăţi.
Aceste proprietăţi sunt:
Modulul de forfecare G, care este dat de relaţia:
2
1312
1
sE
G (I.2.1)
unde:
Es - este modulul Young al aliajului constituent;
- coeficientul Poisson al spumei (8
3) si
ρ - densitatea relativă.
Figura I.2.1b. Manifestările topologice ale materialelor celulare
51
Limita la curgere la forfecare y care este dată de relaţia:
2
3
1303.0
y
y (I.2.2)
unde:
0
yeste limita la curgere a aliajului.
Configuraţia de tip sandwich a fost proiectata si comparata utilizând proprietăţile
uzuale in funcţie de suprafaţa de curgere. Indicii de performanta necesari pentru această
comparaţie include deformaţia la limita de elasticitate a aliajului, la fel ca si greutatea, sarcina si
indicele de rigiditate.
Când feţele si nucleul sunt făcute din acelaşi tip de aliaj, indicele de greutatea este
[1,8]:
sLL
W
1
(I.2.3)
unde:
W este greutatea structurală;
Ωs - densitatea aliajului;
L - lungimea panoului;
L1 - raza de curbura (pentru cilindrii) sau lăţime ( pentru panouri).
Pentru compresie axiala, cel mai frecvent folosit indice pentru sarcina P, pe unitatea
de lăţime este dată de relaţia:
1LLE
P
s
p (I.2.4a)
Indicele alternativ, cel mai folosit pentru proiectare include curgerea pe faţă, care este:
1
0
*
LL
P
y
p (I.2.4b)
care este similar cu alţi indici daţi prin ecuaţia:
0*
ypp (I.2.4b‘)
52
unde:
0
y este limita la curgere pentru aliaje.
Pentru încovoiere, cele mai folosit indice de sarcina este:
ME
V
s
b (I.2.4c)
unde:
M este momentul;
V - forţa de forfecare, ambele pe unitatea de lăţime.
Acest indice este similar cu compresiunea, dată de relaţia:
2
eb (I.2.4c‘)
Pentru modelul limitat de rigiditate in structuri supuse încovoierii, indicele preferat este
:
sE
P (I.2.5)
unde:
δ este capacitatea permisa (l/sec).
Modelul greutăţii minime
Este realizat prin identificarea întreruperilor, datorate capacităţii de încărcare sau
încovoiere si apoi de variaţia dimensiunilor pentru a determina cea mai mica greutate a fiecărei
întreruperi.
Un exemplu reprezentativ de întrerupere care guvernează schimbarea greutăţii
minime este raportul dintre grosime si încărcarea t/L, schimbări reprezentate in figura I.2.2.
Când capacitatea de încărcare influenţează modelul, pentru panourile plane supuse
încovoierii, nucleul de spuma cu configuraţie tip sandwich nu este competitiv pe criteriile de
performanta, pe când cele de tip fagure sunt întotdeauna foarte uşoare pentru aceleaşi
performante cu cele de tip sandwich (figura I.2.3). Oportunităţile de implementare încă exista, şi
acestea sunt bazate pe cost, durabilitate si alte criterii de performanta, cum ar fi păstrarea
rezistentei după impact.
53
Reciproca, bazata pe performanta, a fost realizata pentru nucleul de spuma, neplanar.
Economia de greutate pentru un aliaj cu εy ~ 0,007 (reprezintă rezistenta cea mai mare a
aliajelor de Al) reprezentata in figura I.2.4, poate fi mai mare cu 50 %.
Figura I.2.2. Raportul grosime / încărcare pentru diferite materiale celulare
54
Figura I.2.3. Indicele de încărcare pentru diferite materiale celulare
Aceste reduceri de greutate sunt înregistrate in cazul in care indicele de încărcare are
un nivel scăzut sau moderat, deoarece capacitatea de încărcare este influenţată de cutare
(încreţire), iar miezul rezista acestui mod de eroare. La o mai mare încărcare, capacitatea de
încărcare este dominata de curgere, caz in care miezul nu mai are nici un suport iar avantajele
se pierd. De reţinut ca creşterea greutăţii se realizează la un nivel mic al densităţii relative (de la
0,05 la 0,1), ceea ce constituie premise pentru aplicarea ecuaţiilor (I.2.1) si (I. 2.2). In final,
pentru panourile drepte cu miezul de spuma, când întreaga configuraţie este mult mai uşoara,
compresiunea axiala este mult mai eficienta decât pentru construcţia cu miezul din spuma tip
sandwich, (figura I.2.5).
55
Figura I.2.4. Economia de greutate faţă de un aliaj de aluminiu
56
Figura I.2.5. Încărcarea funcţie de greutate
Când modelul este limitat de rigiditate, posibilităţile de economie a greutăţii sunt
dependente de configuraţie si de încărcare. Pentru a ilustra caracteristicile, greutatea minima a
panourilor plane supuse presiunii uniform distribuite a fost calculată ca o funcţie a sarcinii la
diferite densităţi ale spumei, si la o capacitate permisa δ = 0,01 L (figura I.2.6).
57
Figura I.2.6. Încărcarea panourilor plane funcţie de greutate
I.2.1.2. Mediul de disipare al căldurii
Metalele cu celule deschise constituie un mediu propice pentru un transfer de căldura
eficient. Caracteristicile principale pentru un transfer bun se manifesta prin reprezentarea
disipării căldurii transversal si prin indicele de presiune intr-un punct [1,9] (figura I.2.7).
Aceşti indici sunt determinaţi prin optimizarea temperaturii si presiunii ca variabile
pentru un grup de cilindrii cu coeficienţi numerici necunoscuţi ceea ce reflectă neuniformitatea
tipologiei [9,10]. Prin măsurarea acestor coeficienţi pentru câteva spume comerciale se poate
calcula harta performanţei (figura I.2.7) în funcţie de densitatea relativă si de dimensiunea
celulei. Deoarece sunt implicaţi mai mulţi parametrii această harta a fost construita pentru
gradul de curgere a fluidului si pentru grosimea nucleului.
Materialele cu caracteristici excelente de disipare a căldurii la o presiune acceptabila
au diametre măsurate in milimetrii si densităţi relative de ordinul ρ=0.2. In figura I.2.8 este
ilustrat sistemul de pompare a fluidului. Acesta are o viteza de curgere V (in litri/sec)
care scade odată cu creşterea presiunii Δp, aproximativ liniar.
58
Figura I.2.7. Disiparea căldurii funcţie de indicele de presiune
I.2.1.3. Alte funcţionalităţi
Metalele celulare au cea mai mare absorbţie a energiei pe unitatea de masa [1].
Caracteristicile lor sunt prezentate in figura I.2.9, unde sunt comparate cu cele teoretice in cazul
tuburilor.
59
Tuburile sunt oarecum superioare materialelor celulare pentru impactul unidirecţional,
izotropia spumelor fiind avantajoasa pentru impactul din direcţii oarecare. Mai mult, tuburile
umplute cu spuma au o capacitate de absorbţie sinergică a energiei comparativă cu cea a
tuburilor goale sau doar a materialelor celulare in sine (figura I.2.10) deoarece interiorul spumei
diminuează undele făcute de flambaj in tub.
Figura I.2.8. Sistemul de pompare al fluidului
Panourile tip sandwich realizate din nuclee din metal celular au o frecventă de
vibraţie naturala mare datorita rigidităţii lor la forfecare mare pe unitatea de masa [1].
Frecventa cea mai scăzută, ω, pentru o tabla circulara, raza R, grosimea H, se
reprezintă ca:
60
~2
1
4
32
mR
HEs (I.2.6)
unde:
m – masa.
Figura I.2.9. Caracteristicile materialelor celulare metalice
Daca masa este constanta, grosimea este dependenta de ρ, urmând ca frecventa sa
fie data de ecuaţia: ω ~ 2
1
.
Natura ductila a panourilor de metal din nucleul permite ca rezistenta lor la încovoiere
si compresiune sa fie insensibila la degradare prin impact.
61
I.2.2. Materiale periodice
I.2.2.1. Caracteristici structurale
Materialele reticulare
S-au supus analizei si măsurătorilor doua tipuri de materiale reticulare. Prima
categorie, este cea a materialelor din blocuri reticulare [5].
A fost proiectat un material cu legătura tip octet (OTM) configurat cu noduri in reţeaua
tetragonala fata-centru [6,11]. In ambele cazuri, reţeaua este proiectata ca si cum aceste
legaturi sunt in tensiune /comprimare fără îndoituri. Absenta încovoierilor permite o rezistenta si
o rigiditate care variază liniar cu densitatea relativă [5,6]:
Figura I.2.10. Capacitatea de absorbţie a energiei pentru materialele celulare formate din tuburi
goale sau umplute cu spumă
62
ij
s
ijA
E
G (I.2.7a)
ij
y
ijB
0 (I.2.7b)
unde coeficienţii Aij si Bij sunt funcţii ale arhitecturii legăturii si ale orientării sarcinii, θ.
Figura I.2.11. Rigiditatea la forfecare plană funcţie de forma materialului
Un singur strat OTM este aproape isotropic. Când aceste este construit cu noduri
―rigide‖ coeficienţii din ecuaţia (7) sunt: A13=A23= 1/9, B13 = 1/3√2
63
Pentru proiectarea modelului ―greutăţii minime‖ ecuaţia (I.2.7b) nu reprezintă prea bine
forfecarea aparenta, deoarece răspunsul este dat de flambajul elastic al legaturilor comprimate
[6]. Prin comparaţia (1) cu (2) se observa ca la o densitate relative de ρ=0,1 acest material este
de 3 ori mai rigid decât o spuma cu celule deschise si are o mai mare rezistentă. Aceste
proprietăţi superioare se reflecta intr-o economie de greutate, descrisa in continuare.
Materialele cu legaturi in bloc sunt anizotrope[5]. Rigiditatea la forfecare plana este
reprezentata in figura I.2.11a ca o funcţie a celulei. Cea mai mare valoare corespunde la
A13=0.05. Valorile corespunzătoare rezistentei la forfecare in plan sunt reprezentate in figura
I.2.11b.
Proprietăţile acestora au reprezentat deja subiect pentru validarea experimentala
necesara pentru a justifica implementarea lor. De acea este foarte important de calculate
rigiditatea si rezistenta materialelor cu legaturi bloc a aliajelor de Al.
Materiale liniare
Materialele liniare au de obicei canale deschise care cresc mărimea structurii in
concordanta cu varietate tipologiilor in secţiune transversala (figura I.2.12). Dintr-o perspectiva
structurala, pentru un material cu structura tip ―sandwich‖ topologia triunghiulara este
superioara fata de alte posibilităţi [13].
Aceste materiale au o dependenta liniara ρ, conform ecuaţiei (I. 2.7a): A13=1/8.
Strict legat de structura se poate afirma ca materialele cu tipologie triunghiulară sunt
net superioare altora. În orice alt caz dependenţa este de forma G = f( 3)
Eficienţa
Optimizarea totala a fost realizata pentru un nucleu tip sandwich cu un singur strat,
bazat pe capacitatea de alimentare [6]. Aceasta a fost folosita pentru testarea încovoierii
panourilor plane cu greutate minima (figura I.2.3) si a compresiei acestora (figura I.2.5b). S-a
constatat ca aceste panouri foarte uşoare sunt cele mai eficiente comparativ cu structurile tip
sandwich, in particular panourile nucleului tip fagure (încovoiate) si cele supuse compresiei.
64
Figura I.2.12. Configuraţii de miez
I.2.2.2. Disiparea căldurii si Bi-functionalitatea
Analizele realizate pentru determinarea disiparea căldurii la materialele liniare, când
studiul convecţiei forţate, intr-un mediu dinamic, este caracterizat prin curgerea laminara [12],
realizează interiorul (figura I.2.12). Rezultatele au fost exprimate in termeni si indici
nedimensionali prin corelarea coeficientul de transfer de căldura h si căderea de presiune
p . Indicele este dat de relaţia:
p
h
k
uI
s
FF1 (I.2.8)
unde:
u este viteza fluidului,
sk este conductivitatea termica a solidului,
F vâscozitatea cinematica,
F densitatea fluidului.
65
Pentru fiecare celula, când grosimea miezului este specificata, acest indice este
maxim, max
1I cu asocierea densităţii relative. Pentru fiecare celula, exista o unica relaţie intre
greutatea structurala pe secţiune si capacitatea de disipare a căldurii la o presiune specifica.
Aceasta dependenta este reprezentata in figura I.2.13. Celulele cu secţiune hexagonala au
posibilitatea de a disipa căldura la o greutate mica si mai mult, sunt singurele capabile tipologic
pentru o disipare adecvata la un flux de căldura mare.
Simulările iniţiale indica faptul ca se va disipa căldura la o cădere de presiune
superioara specificata pentru spumele cu celule deschise.
Proiectarea acestora implica combinarea capacităţii de încărcare structurala cu
disiparea căldurii care aduce in prim-plan tipologia: triunghiurile prezintă cele mai bune
caracteristici structurale iar cele hexagonale cele mai slabe iar gradul de disipare a căldurii este
exact opus. Pentru a explora corelaţia, noul produs max
1I cu G / Es a fost ales ca un nou indice,
notat 2
^
I . Indicele este exprimat pentru grosimea specifica a miezului, H, relativ cu
dimensiunea celulei, l. Date importante sunt indicate de reprezentarea grafica a greutăţii
structurale ca funcţie a indicelui, pentru doua posibilităţi H /l l (figura I.2.14 ).
Implicaţiile depind de nivelul fluxului de căldura care lovesc panoul. Când fluxul de
căldura este relativ mic, poate fi folosit un miez subţire, care este compatibil cu greutatea
minima structurala (figurile I.2.3-I.2.5), cel mai scăzut gabarit pentru combinarea fundamentala
si disiparea căldurii este realizat cu un material cu celule triunghiulare. Reciproc, atunci când
aplicaţiile sunt dependente de disiparea căldurii, de grosimea miezului, sunt de preferat celulele
hexagonale .
66
Figura I.2.13. Performanţa termică funcţie de greutate
Figura I.2.14. Maximul performanţei termomecanice funcţie de greutatea structurală
67
I.2.3. Tehnologii de elaborare
Materialele stocastice sunt realizate prin spumare, care este folosita pentru a realiza
materialul direct (celule închise) sau pentru a realiza şabloane (celule deschise) [1]. Imagini ale
unor materiale stocastice sunt prezentate in figura I.2.15.
Figura I.2.15. Imagini de materiale stocastice
68
Exista trei variante pentru materialele cu celule închise:
1. Coalescenta bulelor, cu goluri subţiri ale membranelor si ligamentelor (figura I.2.16a),
generează materiale cu celule largi, cu câţiva centimetri in diametru [14].
2. Descompunerea particulelor de TiH2 in aluminiul lichid creează materiale similare
(figura I.2.16 b) dar cu dimensiunea celulelor mai mica si cu o densitate relativa
controlabila [15].
3. Metoda metalurgiei pulberilor poate fi de asemenea folosita (figura I.2.16c), deoarece
se realizează descompunerea rapida a TiH2 sub temperatura de topire a aliajelor de
aluminiu [16].
Figura I.2.16a. Injecţie de gaz în topitură
Variantele (2) si (3) permit elaborarea unor piese profilate, dar atingerea unor densităţi
relative scăzute sunt realizate cu ajutorul variantei (1) datorita canalelor de curgere. Materialele
cu celule deschise sunt realizate prin folosirea unei spume polimerice reticulare ca model.
69
In practica comerciala, o versiune a structurii metalului este realizata prin turnare sau
prin infiltrare sub presiune (figura I.2.17). Alternativ, orice şlam fin poate fi acoperit cu un
polimer si sinterizat [17] ori depus in stare de vapori, urmat de densificarea ligamentelor prin
sinterizarea fazei lichide tranzitorii [18].
Figura I.2.16b. Descompunerea TiH2 în Al lichid
Pentru realizarea materialelor structurale exista trei procese:
1. Turnarea prin infiltrare este folosita pentru a realiza un model polimeric al structurilor
sub forma de reţea, urmată de un model fuzibil [19]. Acest proces limitează celulele
intr-un interval de mărime (cm), micşorând capacitatea lor de răcire.
2. Fabricarea printr-un prototip rapid (figura I.2.18) care poate realiza materiale cu pori
mici (in mm) permiţând un control dependent de poziţia polimerului.
70
3. Poate fi folosit un material textil analog pentru a crea un metal (figura I.2.19), care este
apoi laminat iar legaturile la noduri realizându-se prin difuzie ori sinterizare in faza
lichida [20].
Figura I.2.16c. Metoda metalurgiei pulberilor
Concluzii
Metodele au fost îmbunătăţite pentru a realiza metale celulare cu o larga tipologie.
Materialele stocastice sunt destul de ieftine dar plasarea materialului intr-o poziţie favorabila
poate contribui puţin la îmbunătăţirea proprietăţilor materialului (altele decât densitatea).
71
Figura I.2.17. Turnare sau infiltrare sub presiune
72
Figura I.2.18. Fabricarea printr-un prototip rapid care poate realiza materiale cu pori mici (in mm) permiţând un control dependent de poziţia polimerului.
Figura I.2.19a. Fabricarea panoului „sandwich‖
73
Figura I.2.19b. Panou „sandwich‖
Materialele periodice pot fi realizate prin mai multe tehnici costisitoare. Acestea pot fi
proiectate pentru a putea optimiza multifuncţionalitatea acestora prin plasarea materialului in
locaţia unde caracteristicile mecanice sau alţi indici de performanta sunt simultan maximizaţi.
Metode de producere necostisitoare pot permite un control a tipologiei daca aceasta este
cerută.
74
I.3
ALIAJE PRODUSE DIN GRANULE
Metalurgia semifabricatelor realizate din granule de aliaje neferoase s-a dezvoltat
relativ recent. Această ramură a metalurgiei aliajelor se detaşează tot mai dar de metalurgia
pulberilor cu care se aseamănă. Spre deosebire de metalurgia pulberilor, particulele de
dimensiuni mici (granule) se obţin la răcire cu viteze de ordinul a 103... 104 grd/s numai prin
pulverizarea sau împrăştierea topiturii metalice în mediu inert (argon sau heliu). Compactarea
granulelor nu se realizează prin sinterizare (care asigură o densitate de maximum 95% din cea
teoretică), ci prin compresiune sub presiune ridicată până la o densitate de 99,9% din cea
teoretică. Cea mai simplă şi mai economică variantă a metalurgiei granulelor (aplicată deja
pentru aliaje de titan şi aliaje de nichel) este presarea izostatică la cald.
Granulele cu suprafaţa curată se introduc într-o formă ermetică în care se face vid,
apoi se supun comprimării într-un gazostat. în acest fel rezultă un semifabricat care se supune
prelucrării plastice ulterioare. Acest procedeu conduce la reducerea la minimum a pierderilor de
metal şi la obţinerea unor produse de înaltă calitate.
Utilizarea aliajelor din granule se bazează pe o serie de factori de modificare esenţială
a structurii la viteze mari de cristalizare a topiturii. Printre aceşti factori se pot enumera:
suprasaturarea soluţiei solide, preîntâmpinarea formării sau mărunţirea şi variaţia formei
cristalelor primare de compuşi intermetalici, dispersarea produselor de cristalizare eutectică,
prevenirea licuaţiei topiturii în sisteme cu două lichide nemiscibile.
După cum se ştie, la turnarea lingourilor şi a pieselor se utilizează viteza de cristalizare
liniară (m/s) pentru analiza proceselor de solidificare. Direcţia vitezei v coincide cu direcţia de
75
evacuare a căldurii, iar intensitatea ei este dată de intensitatea evacuării căldurii prin suprafaţa
exterioară a lingoului sau a piesei.
La cristalizarea granulelor, adică la răcirea concomitentă a întregii topituri, viteza de
cristalizare va fi determinată nu numai de evacuarea căldurii de la suprafaţa exterioară a
granulelor, dar şi de micşorarea subrăcirii în procesul de cristalizare. În aceste condiţii este mult
mai normal să se utilizeze viteza de cristalizare volumică. Adesea pentru viteza de răcire se
utilizează relaţia:
Gvvlr
(I.3.1)
în care:
rv este viteza de răcire, în °C/s;
lv — viteza liniară de cristalizare, m/s;
G — gradientul termic, °C/m.
Distanţa dintre ramurile secundare ale dendritelor (parametrul dendritic) se exprimă, în
funcţie de viteza de răcire, astfel:
n
gv
ad (I.3.2)
unde: a şi n sînt constante; n = 2
1...
3
1.
În figurile I.3.1 şi I.3.2 se prezintă în coordonate logaritmice dependenţa d = f(Vg) ; n se
determină grafic ca panta curbei, iar a — distanţa de la axa absciselor pentru Vg = 1. Această
corelaţie are loc nu numai la cristalizarea dendritică, dar şi la formarea grăunţilor echiaxiali, în
cazul tratării topiturii cu ultrasunete, în prezenţa modificatorilor.
La micşorarea parametrului dendritic sau într-un caz şi mai general — la micşorarea
volumului microlicuaţiei — se mărunţesc şi particulele celei de a doua faze eutectice.
După cum s-a arătat mai înainte, viteza de răcire pentru un aliaj dat este proporţională
cu viteza de cristalizare volumică. Ca urmare, creşterea vitezei de răcire conduce la scăderea
duratei de cristalizare a volumului dat de aliaj. în .acelaşi timp, la creşterea masei fazei solide
procesul decurge cu o subrăcire mică în apropierea frontului de cristalizare şi deci coeficientul
de difuzie a componenţilor în topitură se modifică foarte puţin. La scăderea duratei. de
76
cristalizare a aliajului se va micşora şi volumul difuziei si ca urmare, structura se va dispersa.
Dispersarea structurii depinde de un. şir de factori, în .special de forma cristalelor în creştere,
dar mărunţirea statistică a structurii este determinată de scăderea raportului dintre durata
transformării fazice şi o constantă.
-2
-1
0
1
2
3
-4 -2 0 2 4 6 8 10 12
logv (v este viteza de racire, oC/s)
logd (
d e
ste
dis
tanta
din
tre r
am
uri
le
secund
are
ale
den
drite
lor,
m
)
Figura I.3.1. Corelaţia dintre parametrul dendritic (distanţa dintre ramurile secundare ale dendritelor) şi viteza de răcire, în intervalul v = 10-2 ... 104 oC/s.
0
1
2
3
-3 -2 -1 0 1 2 3 4
logv (v este viteza de racire, oC/s)
logd
(d
est
e d
ista
nta
din
tre r
am
urile
secu
ndare
ale
den
drite
lor,
m
)
Figura I.3.2. Corelaţia dintre parametrul dendritic (distanţa dintre ramurile secundare ale dendritelor) şi viteza de răcire, în intervalul v =. 10-2 ... 104 oC/s.
Valorile subrăcirii măsurate experimental la cristalizarea granulelor vg=103...104 grad/s)
sau ale solzilor (v=106 grad/s) sunt diferite, fiind în general mari. De exemplu, pentru aluminiu
valorile maxime ajung la 200 ... 300°C, iar pentru aliajele de aluminiu la 400°C.
77
La creşterea vitezei de cristalizare se măresc gradele de subrăcire cinetic şi de
concentraţie (difuziv) la limita creşterii cristalelor.
Unele caracteristici ,ale cristalizării aliajelor de aluminiu sunt prezentate în tabelul I.3.1.
Structura granulelor are o importanţă deosebită în procesele ulterioare de compactare
şi deformare plastică. Matricea (soluţie solidă), în gama vitezelor de răcire a granulelor, are
întotdeauna formă dendritică. Cel mai constant parametru al structurii matricei este valoarea
medie a dimensiunilor ramurilor dendritice, corespunzătoare secţiunii drepte a granulelor, la
viteze de răcire de 103 ... 105 °C/s. Dimensiunile ramuri-lor dendritice depind de compoziţia
aliajului, de conţinutul de incluziuni nemetalice şi de condiţiile de încălzire a topiturii şi
dezactivare a impurităţilor. Aceste dependenţe nu se deosebesc de cele aferente turnării
lingourilor. Diferenţa constă numai în mărimea grăunţilor din granule care sînt mai mici.
Tabelul I.3.1 Caracteristici ale cristalizării aliajelor de aluminiu
Tipul produsului turnat
Dimensiunile, procedeul de râcire
Viteza de cristalizare
liniară, cm/s
Viteza de răcire,
°C/s
Viteza de cristalizare volumică,
s-1
Durata
Cristalizării,
s
Lingouri
d = 1 000 mm, turnare
continuă
d = 100 mm, turnare
continuă
d = 40 mm, Properzi
0,05
0,4
—
1
50
5
0,02
1
0,1
50
1
10
Produse
finite
benzi 8 mm
sârmă d = 6 mm
10
50
5 . 102
1
10
1
0,1
Granule
d = 1 ... 4 mm, apă
d = 500 m, apă
d = 500 m, aer
d = 50 .m, aer
-
-
5.103
5.104
5.102
5.103
100 1000 10
100
10000
20000
0,01
0,001
0,1
0,01
Solzi = 50 . .. 100 m
< 50 m
5.105
5.106
10000
20000
0.0001
0.00005
78
Cristalizarea granulelor din aliaje neferoase începe din centri de cristalizare situaţi în
exteriorul sau în volumul granulelor. Rareori granulele sînt constituite dintr-un singur grăunte
cristalin. Ca şi în lingouri, în granule uneori se obţine o structură subdendritică; în acest caz,
mărimea grăunţilor poate fi determinată din dependenţa mărimii parametrului dendritic de viteza
de răcire.
Cele mai cercetate aliaje obţinute din granule, pe plan mondial, sînt aliajele de
aluminiu. Dintre acestea se remarcă aliajele cu solubilitate limitată a elementelor de aliere (Al—
Mn, Al—Cr, Al—Zr, Al—Fe), aliaje de aluminiu cu pământuri rare (Y, La, Ge, Nd), aliaje din
sisteme cu nemiscibilitate în stare lichidă (Al—Pb, Al—Bl, Al—In), aliaje refractare cu elemente
de aliere metale de tranziţie (Al—Cr—Zr, Al—Mn—Cr, Al—Mn—Ti), aliaje cu rezistenţă înaltă
(Al—Cu—Mg, Al—Zn—Mg—Cu, Al—Mg).
Viteza de răcire la cristalizarea aliajelor de aluminiu cu pământuri rare conduce la
extinderea domeniului hipoeutectic al structurii şi dispersarea particulelor de compuşi
intermetalici din eutectic (de grosime 0,1 m).
în aliajele cu nemiscibilitate în stare lichidă (Al—Pb, Al—Bi, Al—In), separarea
particulelor primare din faza lichidă, la licuaţia topiturii în procesul de răcire, se determină prin
mecanismul difuziei se-parate. Spre deosebire de particulele solide, separările de fază lichidă
au formă sferică. La viteze de răcire nu prea mari, până la temperatura monotectică, picăturile
de fază primară coagulează şi se produce licuaţia topiturii în macrovolume. Viteza de licuaţie
depinde direct de diferenţa de densitate a celor două faze lichide şi de mărimea intervalului de
solidificare a aliajului.
Particulele de fază lichidă care se formează prin reacţie monotectică au de asemenea,
formă sferică, dar dimensiunile lor sînt de 1...2 ori mai mici decât ale particulelor separărilor
primare. În aliajele hipoeutectice particulele de fază lichidă se separă la limita ramurilor
dendritice a soluţiei solide în aliajele monotectice particulele sînt răspândite relativ regulat;
coagularea posibilă a particulelor de fază lichidă care se formează prin reacţie monotectică nu
conduce la licuaţia aliajului în macro-volume. Pe măsura creşterii vitezei de răcire la cristalizare
are loc deplasarea liniilor din diagramele de echilibru binare.
79
I.4
ALIAJE CU EFECT DE MEMORIA FORMEI
Există o clasă de aliaje (bazate în special pe faze intermetalice) care au o abilitate
deosebită de aşi reaminti trecutul lor. În general, efectul de memoria formei manifestat de
aliajele de metale nenobile este corelat cu dependenţa dintre tensiunea de deformare şi
transformarea martensitică. O mare parte din aceste aliaje au o structură de tip CsCl sau Fe3Al,
la temperaturi înalte şi suferă transformarea martensitică cu obţinerea fazelor cu o simetrie mai
mică.
Tabelul I.4.1. Temperatura Ms, pentru diferite aliaje neferoase cu efect de memorie a formei
Nu se pot asambla Nu se pot asambla Se pot asambla Se pot asambla Se pot asambla Nu se pot asambla Se pot asambla Se pot asambla Nu se pot asambla Se pot asambla Interacţiune slabă Interacţiune slabă Interacţiune puternică Se pot asambla Se pot asambla Nu se pot asambla Se pot asambla
Nu se pot asambla
Materialele pentru dispozitivul de frânare a neutronilor (moderator) şi pentru reflector
trebuie să asigure frânarea efectivă a neutronilor rapizi. în sistemele de comandă şi control a
102
reactorului se utilizează mate-riale cu secţiune mare de 'captare a .neutronilor. Este de dorit ca
materialele pentru reactor să interacţioneze cît mai slab cu curentul de neutroni. Aceasta se
referă în special la materialele zonei active.
Materialele pentru construcţia reactoarelor trebuie să aibă un coeficient de dilatare
lineară cît mai mic.
O caracteristică foarte importantă a imaterialelor pentru reactoare nucleare este
ooeficientul de conductibilitate termică. Un coeficient mic de conductibilitate termică măreşte
brusc gabaritul schimbătoarelor de căldură fiind nedorit pentru instalaţiile de transport. De
asemenea, materialele pentru reactoare nucleare trebuie să aibă compactitate cît mai bună la
gaze.
I.7.1. Materiale pentru învelişul elementului combustibil
învelişul elementului combustibil lucrează în condiţiile cele mai grele în zona activă a
reactorului nuclear. Pentru reducerea absorbţiei de neutroni învelişul se realizează cu grosime
cît mai mică posibil. în procesul de exploatare, materialul învelişului poate "fi supus deformării
din cauza deteriorării combustibilului nuclear. Datorită căderilor bruşte de temperatură, în
înveliş iau naştere tensiuni termice. Materialul învelişului trebuie să reziste la cicluri termice şi
să fie anticorosiv la temperatura de lucru. De asemenea în timpul exploatării, materialul
învelişu-lui, în zona activă, este supus radiaţiilor care pot influenţa proprietăţile sale fizico-
chimice.
Printre cele mai importante condiţii pe care trebuie să le îndeplinească materialul
învelişului se pot enumera:
— secţiune minimă de captare a neutronilor;
— fiabilitate, constanţa formei şi dimensiunilor învelişului;
— conductibilitate termică mare care să permită transmisia de căldură de lungă durată fără
tensiuni termice mari în înveliş;
— rezistenţă mare la coroziune şi la eroziune în purtătorul de căldură;
— capacitate de asamblare cu combustibilul nuclear.
103
La determinarea strictă a acestor condiţii trebuie să se ţină seama de tipul de reactor
nuclear. In cazul utilizării uraniului natural neîmbogăţit este foarte importantă respectarea
condiţiei de secţiune minimă de captare a neutronilor.
Corelarea conductibilităţii termice înalte cu realizarea răcirii învelişului în orice purtător
de căldură este una din condiţiile de lucru a re-actorului, fără avarii şi fără pericole.
Conductibilitatea termică înaltă a materialului învelişului şi a straturilor de contact a acestuia cu
combustibilul nuclear este obligatorie pentru reducerea diferenţei de tempera-tură dintre
purtătorul de căldură, înveliş şi combustibil. Gradientul de temperatură în înveliş poate crea
tensiuni termice care sunt de ordinul a câtorva megapascali.
Pentru învelişuri care lucrează la temperaturi de 773 K şi mai mari, devin foarte
importante caracteristicile de rezistenţă ale materialului la temperaturi înalte.
Materialul învelişului este supus coroziunii şi eroziunii în purtătorul de căldură care
conţine impurităţi. Aceste procese se desfăşoară la temperaturi înalte, la viteze mari ale
purtătorului de căldură, în condiţiile unor curenţi termici 'mari şi a unor tensiuni puternice în
metal şi în plus în condiţiile unor radiaţii puternice.
O importanţă deosebită o au următoarele caracteristici mecanice:
rezistenţă şi plasticitate mari, rezistenţă mecanică de durată şi rezistenţă mare la fluaj,
rezistenţă la oboseală la temperaturi înalte, stabilitatea dimensiunilor la variaţii ciclice de
temperatură.
I.7.2. Materiale pentru moderatorul şi reflectorul de electroni
Materialele pentru aceste componente trebuie să aibă un conţinut minim de impurităţi,
în special de elemente cu secţiune mare de captare a neutronilor.
Materialele sistemului de control şi protecţie trebuie să aibă o secţiune mare de
absorbţie a neutronilor termici (lenţi).
Materialele pentru componentele care lucrează în afara zonei active, cum sunt:
conducte de circulaţie, suprafeţe de încălzire a generatoarelor de abur, armături, pompe de
circulaţie etc., trebuie să aibă rezistenţă mecanică mare, rezistenţă mare la ruperea fragilă,
rezistenţă mare la coroziune, eroziune şi cavitaţie.
104
Ca materiale de construcţie pentru reactoare se utilizează metale şi aliaje. Totuşi,
utilizarea metalelor pure este limitată mai ales pentru cazurile în care este necesară o
plasticitate mare şi conţinut redus de impurităţi.
Ca materiale pentru garnituri de etanşare se pot utiliza nichelul şi cuprul. Pentru
învelişuri ale elementelor combustibile în cazul reactoarelor de cercetare se utilizează aluminiu
de înaltă puritate. Ca material de construcţie a moderatorului de neutroni şi a reflectorului se
recomandă beriliul de înaltă puritate.
În cele mai multe cazuri, însă, se utilizează aliaje (tabelul I.7.2). Aliajele pe bază de
aluminiu sunt utilizate la fabricarea învelişurilor şi a canalelor de răcire cu apă a reactoarelor
pentru producerea plutoniului, pentru canalele sistemului de control şi protecţie. Temperatura
maximă până la care se pot utiliza aliaje de aluminiu în reactoare cu purtător de căldură — apă
este 523 K, deoarece peste această temperatură scade mult rezistenţa lor la coroziune.
În reactoarele cu agent purtător de căldură — gaz carbonic, învelişul se fabrică din
aliaje de magneziu care rezistă bine până la temperatura de 673 K.
Aliajele de zirconiu se utilizează pentru construcţia învelişului pentru reactoare răcite
cu apă până la 623 K, când scade rezistenţa la coroziune şi rezistenţa la fluaj.
Materialele pe bază de aluminiu, magneziu, zirconiu au proprietăţi tehnologice bune,
secţiune mică de absorbţie a neutronilor şi se utilizează mai ales pentru componentele din zona
activă a reactoarelor.
Aliajele de titan sau cele de nichel se utilizează pentru construcţia generatoarelor de
abur, a schimbătoarelor de căldură, în acele cazuri când sunt necesare materiale rezistente la
coroziune în condiţii statice sub sar-cină. Aceste aliaje au temperatură înaltă de lucru: 673 K —
aliajele de titan şi 1 073 K — aliajele de nichel, precum şi rezistenţă mare la coroziune.
Secţiunea de absorbţie a neutronilor pentru aceste aliaje este mare astfel încât ele nu pot fi
utilizate în zona activă a reactorului.
Pentru motoare atomice utilizate în cosmonautică se aleg materiale care funcţionează
până la temperaturi de 3273 K: aliaje de wolfram, molibden sau niobiu care au refractaritate
ridicată.
În reactoarele cu neutroni rapizi în loc de bioxid de uraniu se pot utiliza aliaje cu bază
de uraniu. Dezavantajele uraniului şi aliajelor sale sunt rezistenţa redusă la radiaţii şi rezistenţa
scăzută la coroziune în apă, la temperaturi înalte.
105
Tabelul I.7.2. Materiale neferoase de construcţie utilizate in tehnica nucleară
Materialul
Temperatura maximă de
lucru,
K
Domeniul de utilizate
Aliaje de aluminiu Aliaje de magneziu Aliaje de titan Aliaje de zirconiu Aliaje de metale refractare Aliaje de cupru Aliaje de nichel
523
673
673
673
1273...1773
473
1073
Învelişuri de elemente combustibile şi canale pentru reactoare răcite cu apă Învelişuri de elemente combustibile pentru reactoare răcite cu gaz carbonic Suprafaţa de încălzire a generatoarelor de abur pentru reactoare răcite cu apă Învelişuri de elemente combustibile, casete şi canale pentru reactoare răcite cu apă şi ca metale lichide Învelişuri de elemente combustibile şi alte componente Suprafaţa de încălzire a condensatoarelor, regeneratoarelor şi altor instalaţii auxiliare Schimbătoare de căldură intermediare ale reactoarelor cu răcire cu metale lichide, suprafeţe de încălzire ale generatoarelor de abur
106
I.8 TEHNICI DE ELABORARE A MATERIALELOR SPECIALE
I.8.1. Schema tehnologică de elaborare a materialelor speciale în instalaţii de topire cu flux de electroni şi cu arc în vid cu electrod consumabil
Orice schemă tehnologica de obţinere a materialelor speciale include în mod necesar
următoarele operatii:
a. pregătirea şarjei;
b. presarea în portii a electrozilor;
c. prima topire;
d. prelucrarea mecanica a lingourilor;
e. retopirea lingourilor;
f. prelucrarea mecanica a lingourilor de la topirea a 2-a;
g. controlul defectoscopic nedistructiv, selectiv;
h. analiza chimica;
i. caracterizarea fizico-mecanica a lingourilor;
Legarea sub forma de flux tehnologic a acestei scheme precum şi explicarea eii este
arătată în continuare.
a. Pregătirea şarjei şi utilizarea deşeurilor
Principalii componenţi ai şarjei sunt: prealiajele; elementele de aliere în stare pura;
deşeurile proprii.
Elementele de aliere şi prealiaje:
Introducerea elementelor de aliere, ca atare sau sub forma de prealiaje, este
determinata de temperatura de topire şi de posibilitatea solubilizării acestora în condiţiile
elaborării.
107
Se pot introduce sub formă elementara următoarele elemente de aliere: Al, Cr, Mn, C,
V, Zr, Fe, Si.
Cromul, vanadiul şi fierul se introduc şi sub formă de prealiaje cu aluminiul.
Molibdenul şi staniul se introduc numai sub formă de prealiaje cu aluminiul.
Prealiajele Al-Mo se pregătesc cu diverse conţinuturi de molibden, funcţie de tipul
aliajului. Pregătirea şi utilizarea prealiajelor Al-Mo, cu conţinut ridicat de molibden, este legata
de multe dificultăţi, din cauza gradului foarte ridicat de oxidare în timpul topirii, turnării şi
cristalizării, precum şi a solubilităţii scăzute a molibdenului, ceea ce poate conduce la aparitia
de defecte interne în lingouri.
Pentru prevenirea oxidării prealiajelor în procesul de turnare, se recomanda realizarea
acestuia în vid sau atmosferă controlata.
Prealiajul Al-V se obţin prin aluminotermie din V2O5 chimic pur. În anumite cazuri,
pentru aceste scopuri se utilizează şi V2O5 tehnic, cu cantităţi reduse de Fe, şi S.
Înainte de a fi introduse în şarjă metalele şi prealiajele sunt deopotrivă mărunţite,
pentru a fi usor dozate şi cât mai uniform răspândite în masa electrodului.
Metalele şi prealiajele fragile (Cr, Al-Mo, Al-Mo-Cr, etc) sunt sfărâmate în concasoare
cu fălci sau mori cu ciocane în bucati cu dimensiuni de 3 10 mm, clasate, iar densitatea
electrozilor, în condiţii echivalente de presare, este proporţională cu presiunea specifica de
presare.
Printr-o dependenţă similara este legata şi rezistenţa electrica a electrodului, ca şi
rezistenţa mecanica a fracţiunilor fine ce se presează în brichete sau se împachetează în tablă
de aluminiu.
Înainte de sfărâmare, prealiajele nu trebuie sa ramâna cu straturi de oxizi, zgură sau
incluziuni nemetalice în masa lor.
Se permit porozităţi în masa prealiajului numai în cazul când acestea nu contin pe
suprafaţa lor straturi de oxizi.
Dupa sfărâmare şi sortare, materialele sunt supuse separării magnetice pentru
îndepărtarea impurităţilor cu conţinut de fier.
Bucăţile de aluminiu şi prealiajul Al-Sn sunt transformate în şpan prin procedee
mecanice.
108
Utilizarea deşeurilor
Utilizarea deşeurilor este legata de două probleme:
- macinarea (sfărâmarea deşeurilor), asigurând posibilitatea introducerii lor în
electrodul presat.
- îndepărtarea stratului superficial, puternic impurificat.
Deşeurile suficient de bine sfărâmate (span, tăieturi de tablă, etc) în proporţie de
35 40% pot fi presate în electrodul consumabil împreună cu buretele de titan.
Prin introducerea în şarjă a deşeurilor, creşte conţinutul de oxigen din lingou, ceea ce
conduce la mărirea duritatii.
De aceea, problema introducerii deşeurilor în şarjă necesita o analiză aprofundata.
O tehnologie de reutilizare a deşeurilor rezultate de la aliajele de titan poate fi
elaborata pe baza evidenţei conţinutului diferit de gaze a lor şi a titanului iniţial.
S-a stabilit, din datele experimentale, ca oxigenul în deşeuri se gaseste în straturile
superficiale şi ca urmare conţinutul sau este în funcţie de raportul dintre aria suprafeţei şi volum
sau greutate.
Astfel, adâncimea stratului saturat în gaze al deşeurilor rezultate din produsele forjate
este de 0.6 2 mm, din produsele presate de cel mult 0.5mm, din cele laminate de 0.1 0.2 mm.
Şpanul de la prelucrarea mecanica a semifabricatelor cu suprafaţa oxidata este cel mai
impurificat.
În cazul aliajelor cu bază de titan, sistemul de calcul al încărcăturii (Sicev, Zincov,
Andreev) se bazează pe limita de rezistenţă a buretelui de titan stabilit pentru fiecare tip de aliaj
destinat obţinerii prin topire a lingourilor fara sa se utilizeze deşeuri.
Plecând de la proprietăţile optime ale semifabricatelor s-au determinat următoarele
limite de rezistenţe de calcul pentru aliajele de serie.
Tabelul I.8.2. Rezistenţe limită pentru aliaje de serie
Aliajul Rezistenţa limită (MN/mm2)
Titan tehnic 432
Ti6Al2.5Mo0.2Cr0.3Si0.5Fe 471
Ti1.5Al1Mn 432
109
Ti3.5Al1.5Mn 471
Ti5Al 471
Ti5Al2.5Sn 452
Ti6Al4.5V 435
Ti6.5Al3.5Mo0.2Si 422
Ti44.5Al3Mo1V 392
La introducerea în încărcătură a deşeurilor, calculul se rezuma la determinarea valorii
necesare de reducere a rezistenţei, care compensează introducerea impurităţilor cu deşeuri.
Concentratia gazelor în titanul tehnic, în cazul introducerii repetate de deşeuri
impurificate, se determina astfel :
Cd = Cbd + 1/(1-n)· Ctop + n/(1-n)· Co
în care :
Cd este concentratia oxigenului şi hidrogenului în lingourile cu deşeuri, [%];
Cbd este concentratia de O2 şiN2 în buretele de titan folosit la elaborarea cu deşeuri
[%];
Ctop este creşterea concentratiei de O2 şiN2 pentru un ciclu de topire (prima
topire + retopire), [%];
C0 este creşterea concentratie de O2 şiN2 pe seama oxidării suprafeţei deşeurilor
(conţinutul de deşeuri 100%) [%];
n este conţinutul de deşeuri în încărcătură, [%].
La topirea lingourilor fara deşeuri, concentratia de O2 şiN2 este egala cu :
C = Cb + Ctop
Pentru ca la elaborarea cu şifara deşeuri concentratia oxigenului şi azotului din lingouri
sa fie egala, este necesar ca la topirea cu deşeuri sa se folosească burete cu conţinut mai mic
de O2 şiN2.
Din condiţia de egalitate a concentratiilor de O2 şiN2 în lingouri cu şifara deşeuri
rezulta :
Cd = C
Cbd +1(1-n)· Ctop + n/(1-n)· Co = Cb + Ctop
110
C = Cb - Cbd = n/(1-n) · ( Ctop + Co)
Întrucât creşterea concentratiei oxigenului şi azotului în lingou conduce la mărirea
limitei de rezistenţă a metalului, se poate considera ca între ele este o legatura directa şi
proporţională şi se poate obţine următoarea relaţie :
R = Rb - Rbd = n/(1- n)·( Ttop + Ro)
Se notează factorul din paranteza cu K. Acesta este coeficientul de durificare legat de
introducerea deşeurilor.
Coeficientul depinde de tipul şi calitatea deşeurilor introduse :
R = Rb - Rbd = n/(1-n) · K
Prin urmare pentru obţinerea aceleiaşi rezistenţe a lingourilor, obţinute prin topire cu
şifara deşeuri, în varianta cu deşeuri este necesar sa se folosească buretele de titan cu
rezistenţă mai mica.
Micşorarea rezistenţei buretelui este proporţională cu ponderea deşeurilor în
încărcătură şi cu coeficientul de durificare legat de calitatea deşeurilor.
Se obţine :
Rbd = Rb - n/(1-n) · K
În cazul când se introduc deşeuri de la diverse produse, formula devine :
Rbd = Rb - (n1K1 + n2K2 + …)/(1- n1-n2-…)
în care :
Rb - este rezistenţa buretelui pentru obţinerea lingoului fără deşeuri, daN/mm2;
Rbd - este rezistenţa buretelui pentru obţinerea lingoului cu deşeuri, daN/ mm2;
n1, n2 - este ponderea deşeurilor de diferite tipuri, %;
K1, K2 - coeficienţii respectivi de durificare care depind de metoda de prelucrare a
deşeurilor şi care se corectează permanent;
Cu ajutorul acestei expresii se stabileste fisa de încărcare pentru fiecare aliaj. Pe
baza datelor statistice şi experimentale s-au determinat valorile coeficienţilor de durificare, K,
pentru deşeuri de diferite tipuri (MN/ m2) :
Şpan neoxidat 216
Tăieturi de tablă decapata 98
Deşeuri, în bucati, curăţate de oxizi de la prelucrarea racordurilor 78
De la prelucrarea racordurilor şi decapare 59
111
Compararea valorilor limitelor de rezistenţă calculate a buretelui prezentate mai sus cu
limita minima de rezistenţă a buretelui de 354 … 374 MN/ m2, care în prezent poate fi utilizata
în productie, a arătat ca pentru elaborarea de exemplu, a aliajelor de tip Ti6Al2,5Mo0,2Cr,
Ti3,5Al1,5Mn, Ti5Al şiTi5Al2.5Sn se pot folosi deşeuri în proporţie de 35 65% în funcţie de
coeficientul de durificare.
b. Presarea electrozilor
Exista două metode de obţinere a electrozilor presati:
- presarea unor blocuri cu secţiune trapezoidala într-o formă închisă, cu unirea de
două de astfel de forme, prin sudura cu arc în atmosfera de argon, într-un electrod cu secţiune
hexagonala;
- presarea în portii, într-o matriţă cilindrica (cu capacitate mica), de electrozi cilindrici.
Blocurile cu secţiune pătrată sau trapezoidala se presează la prese de mare
capacitate, cu poansoane cu avans mic, la presiuni specifice mari pe suprafaţă electrodului.
Această metoda este complicata şi foarte scumpa.
Dupa a doua metoda, electrozii se presează la prese hidraulice verticale sau
orizontale, în matriţe cilindrice sau cu o usoară conicitate.
Densitatea electrozilor, în condiţii echivalente de presare este proporţională cu
presiunea specifica de presare. Printr-o dependenţă similara, este legata şi rezistenţa electrică
a electrodului, ca şi rezistenţă mecanica a acestuia de presiunea specifica de presare.
Presiunea specifica de presare este data de relaţia :
p = po + 4 · fr · Ipor /Del
unde:
po - este presiunea specifica la sfârşitul presării;
fr - forta de frecare dintre materialul de presat şi suprafaţa matriţei;
Del - diametrul electrodului;
Experimental s-a determinat ca pentru asigurarea unei rezistenţe suficiente, este
necesar ca presiunea p0 să fie minim 137 MN/mm2 (1,37 tf/cm2).
La presarea electrozilor pentru elaborarea prealiajelor sau aliajelor de titan cu
aluminiu, forta specifica de frecare pe suprafaţa interioară a matriţei este mai mica decât la
112
presarea buretelui de titan. De exemplu, pentru titan fr = 68,5 MN/m2, iar pentru aliajul Ti5Al,
fr = 59 MN/m2.
Încălzirea matriţei pâna la 35°C, mareste viteza de lucru a poansonului cu 25 30%, în
comparatie cu presarea la rece, mărindu-se şi rezistenţa mecanica a electrodului.
În ceea ce priveşte mărimea unei parti supuse presării, trebuie sa se tina cont de
obţinerea unor electrozi uniformi.
Pentru comoditate în calcul se pot face portii de şarjă de 10 kg sau multiplu de zece.
Procesul de alimentare a şarjei în electrod este automatizat, respectiv buretele de titan,
elementele de aliere, deşeurile se alimentează în buncăre separate dupa un program stabilit.
Când în dispozitivul de încărcare a fost introdus ultimul component, şarja printr-o conducta de
şarjare este introdusa în dispozitivul de primire a matriţei.
În procesul de deplasare a poansonului şarja se omogenizează suplimentar.
c. Sudarea bucăţilor presate
Sudarea bucăţilor presate se face într-o instalatie speciala, separata de platforma de
elaborare.
Ea constă în principal dintr-un fel de autoclavă vidata, dar nu prea înaintat în care pe
partea axiala sunt poziţionate bucăţile de electrod presate.
Ele se presudează două câte două pâna se ajunge la lungimea electrodului necesar
topirii.
Procesul de sudare are loc cu arc electric realizat între capetele celor două bucati
presate. În acest timp, prin duze circular poziţionate în jurul spaţiului de sudură se insuflă
puternic gaz inert pentru eliminarea impurificărilor posibile fie din atmosfera agregatului fie din
bucăţile presate.
Deci procedeul pare simplu, el necesita regimuri de lucru foarte precise cum ar fi :
obţinerea unui electrod drept pentru a nu genera efecte secundare negative la topire,
omogenitatea sudurii, rezistenţa sudurii, etc.
d. Topirea electrozilor consumabili
Lingourile finite se obţin dupa două topiri consecutive în cuptorul cu arc în vid cu
atmosferă de argon.
113
Etapele principale ale topirii unui lingou sunt următoarele:
a. Asamblarea electrodului consumabil
Pentru prima topire drept electrod consumabil se utilizează bare presate din prealiaje
şi metale primare sau şi eventual deşeuri.
Operatia se desfăşoară dupa cum urmează :
- în tija port-electrod mobila se infiltrează o piesă de legatura denumit ― amorsă ―,
confecţionata din material de compoziţia celui ce se va topi;
- într-un creuzet de cupru se aşează o bara presata care are două cordoane de sudură
executate pe generatoarea barei într-o instalatie aparte de cuptorul cu arc în vid (în scopul
măririi conductibilităţii electrice a barei).
Bara se centrează cu ajutorul unor inele de lemn. Pentru amorsarea arcului, pe capatul
superior al barei se ataşează puţin şpan din materialul ce urmează a fi topit.
Se aduce ansamblul creuzetului sub camera cuptorului şi se închide ermetic cuptorul;
se face vid şi se porneşte curentul de topire.
- dupa formarea unei mici cantităţi de topitură, atât pe capatul inferior al amorsei cât
şipe capatul superior al barei presate se coboară tija port-electrodului pâna când cele două
bare ajung în scurt circuit, dupa care se opreşte curentul de topire; prin aceasta amorsa se
sudează la electrod.
- se raceste în cuptor apoi se deschide cuptorul, se ridica tija port-electrod sudat cu amorsă.
b. Topirea electrodului presat (topirea I)
- se aşează pe fundul creuzetului un disc de material (după natura lingoului ce trebuie
topit), apoi pe disc se aşează puţin şpan din acelaşi material, pentru amorsarea arcului;
- se închide ermetic cuptorul, se cuplează sistemele de vid şi răcire cu apa calda şi
apa rece cum a fost descris mai sus la sudarea amorsei;
- se coboară tija cu electrodul consumabil pâna când acesta atinge discul de la baza
creuzetului, apoi se ridica puţin deasupra discului;
- se selectează de la cutia de comanda curentul de topire;
- se închide circuitul curentului de topire şi se observa prin dispozitivul de observare
formarea arcului electric şi aparitia picăturilor de metal topit.
Pâna la aparitia baii topite, lungimea arcului se comanda manual de la cutia de
telecomanda (butoanele ―electrod sus ― şi ―electrod jos ―).
114
Pe partea superioară a creuzetului şipe peretii camerei de topire se depune un strat de
material metalic provenit din stropi şi vapori de metal condensati.
- pentru terminarea topirii se comuta comanda lungimii arcului pe funcţionare manuala,
se întrerupe curentul de topire şi se ridica tija port-electrod.
- se raceste lingoul în vid, dupa care se opreşte pompa Roots, se închide robinetul
dintre acesta şi pompa de vid preliminar, se introduce aer prin ventilul de aerisire, apoi cu
ajutorul dispozitivului acţionat hidraulic este coborâta mantaua de răcire a creuzetului;
- se basculează mantaua de răcire cu creuzetul şi prin aceasta se evacuează lingoul
din creuzet;
- se curata cu peria metalica creuzetul şi camera de topire de metalul depus în timpul
topirii. Materialul colectat, ce este depus în timpul topirii, se utilizează în operatiile ulterioare de
obţinere a lingourilor.
Lingoul de prima topire are o suprafaţă ce prezinta goluri, fisuri, impurificări ce necesita
curăţire mecanica prin polarizare sau strunjire.
- randamentul operatiilor este de circa 92,5%, majoritatea pierderilor prin stropi pot fi
recuperate.
c. Asamblarea electrodului consumabil pentru a doua topire
Pentru obţinerea unui lingou finit perfect omogen din punct de vedere al compoziţiei
chimice şi lipsit de defecte structurale este necesara retopirea lingourilor de prima topire, care
constituie aici electrodul consumabil. Operatiile sunt :
- în tija port-electrod se infiltrează o amorsă;
- într-un creuzet de Cu montat în mantaua de răcire respectiva se introduce lingoul de
prima topire;
- pe capatul superior al lingoului se aşează şpan de aceeaşi compoziţie, pentru
amorsarea arcului;
- se închide cuptorul şi se executa sudarea amorsei de lingou ca şiîn cazul primei
topiri;
- se raceste lingoul sub vid, dupa care se ridica tija cu electrodul consumabil astfel
constituit.
d. Topirea a II-a a lingoului
115
- se aşează pe fundul unui creuzet un disc peste care se pune şpan pentru amorsarea
arcului;
- se procedează ca la prima topire cu închiderea cuptorului şi aducerea electrodului
consumabil în poziţia de start a topirii;
- se începe topirea, iar dupa ce s-a format baia lichida se creşte curentul de topire;
- spre sfârşitul operatiei se diminuează curentul de topire pentru obţinerea unui lingou
cu retasura cât mai mica;
- se raceste lingoul în vid, se opresc pompele de vid, se aeriseşte instalatia şi se
scoate lingoul prin bascularea creuzetului ca mai înainte.
Curăţirea creuzetului, a tijei port-electrod şi a camerei de topire se face ca şi în cazul
primei topiri.
Daca se conduce corect topirea, amorsa înfiletată se utilizează la mai multe cicluri de
topiri.
Înainte de Începerea topirii propriu-zise se controlează etanşeitatea şi vidul care
trebuie adus la nivelul normelor stabilite.
Topirea se începe cu o putere scăzută pentru a preveni topirea fundului
cristalizatorului. Dupa operatia materialului lichid se mareste intensitatea curentului pâna la
valoarea nominala şi procesul de topire se desfăşoară în condiţiile parametrilor optimi.
Dupa topire, cristalizatorul se lasa în cuptor un anumit timp la o temperatură de
400 500°C deoarece la temperaturi mai mari are loc oxidarea suprafeţei lingoului.
Totodată, evacuarea lingoului la temperaturi mai joase de 400°C, timpul de răcire este
mai mare şi se micşorează productivitatea cuptorului. Lingourile încălzite la această
temperatură se prelucrează la strung mult mai usor.
Pentru realizarea celei de-a doua topiri, 2 3 lingouri de la topirea I, dupa pregătirea
corespunzătoare se sudează în cuptor, sau în afara cuptorului, prin sudură electrica în
atmosferă de argon.
La retopire, electrozii se sudează în ordinea următoare: partea inferioară a lingoului 1
cu parte superioară a lingoului 2, pentru obţinerea unui lingou uniform, din punct de vedere al
compoziţiei chimice.
Pregătirea lingourilor, de la topirea I pentru topirea II constă în următoarele operatii :
116
- imediat dupa evacuare, încă în stare fierbinte, de la topirea I, lingoul se curata cu o
perie metalica în apa rece, pentru îndepărtarea clorurilor;
- dupa spălarea lingourilor, pe baza energiei interne, acestea se usuca usor şi se
transmit la prelucrarea mecanica, la strung. Se taie capetele lingourilor şi se curata locurile
oxidate.
A doua topire se face în cristalizoare de diametru mai mare decât la prima topire. Ea
se conduce în acelaşi regim ca şi prima topire cu deosebirea ca la sfârşitul topirii se schimba
regimul de lucru pentru eliminarea retasurii.
Dupa terminarea topirii electrodului, tensiunea şi intensitatea curentului scad de asa
manieră încât topirea sa se termine, iar puterea care se pune în libertate sa asigure pierderile
de căldură a suprafeţei baii lichide.
Aceasta previne solidificarea suprafeţei lingoului înaintea terminării procesului de
cristalizare de pe peretii cristalizatorului.
Regimul se menţine pâna în momentul cristalizării întregii mase a metalului.
Trebuie menţionat ca un asemenea regim simplu de eliminare a retasurii nu poate fi
folosit pentru lingourile cu diametre mari, deoarece se formează o concavitate foarte mare la
partea superioară a lingoului. Pentru a nu permite acest lucru în prima perioadă a eliminării
retasurii se stabileste un regim care asigura o viteză mica de topire pentru a menţine nivelul
baii, ceea ce permite obţinerea unei suprafeţe de turnare uniforme.
Durata de eliminare a retasurii este cu atât mai mare cu cât diametrul lingoului este
mai mare.
Astfel, la o intensitate de curent a arcului de 24…25 KA pentru un lingou cu diametrul
de 150 mm, topirea are loc în 4 ore.
Daca eliminarea retasurii se face în atmosferă de He la presiunea de 10 mm coloană
Hg, atunci ca urmare a intensificării răcirii şi creşterii vitezei de cristalizare, timpul necesar
pentru eliminarea retasurii se reduce la 20%.
Retasura nu este eliminata întotdeauna la a doua topire a lingoului ci numai prin tăiere.
Pentru aliajele care contin componenţi usor volatili, a doua topire se face în atmosferă
inerta, la presiuni de 50…60 mm Hg.
Lingourile proaspăt obţinute de la topirea a II - a sunt tăiate în bucati mai mici şi
imediat ambalate în vid sau atmosferă inertă pentru a fi protejate de atmosfera impurificatoare.
117
Deşeurile care se obţin sub formă de şpan, praf, vapori etc. sunt trimise la procesul de
recirculare. Adică la mărunţire în mori speciale apoi separate pe site şi magnetică, apoi
degresate şi decapate dupa care sunt recirculate în buncăre speciale la bateria de dozare a
electrozilor pentru topire.
Dar numai 30% din încărcătura unui electrod poate fi folosita ca deseu datorita în
special rezistenţei mici a acestora dar şi conţinutului de impurităţi ridicat.
Mărunţirea se poate face şi prin procedeul de hidrogenare - dehidrogenare datorita
capacităţii titanului şi aliajelor de titan de a absorbi puternic hidrogenul la temperaturi înalte şi a-
l deosebi la temperaturi scăzute (300 400°C).
Separarea se poate face pe dimensiuni (cu site) sau cu eliminarea impurităţilor
(separare magnetica).
Deşeurile care provin de la prelucrarea mecanica au suprafeţele acoperite cu unsori şi
uleiuri (la şpan), aşchii, strujituri.
Principalele metode de degresare sunt cu solvenţi organici de al hidrogenarea
hidrocarburilor sau cu detergenţi alcalini.
Fiecare metoda are avantajele şi dezavantajele sale.
Deşeurile prezinta suprafeţe mari oxidate în procesele anterioare de aceea ele
necesita şi o decapare corespunzătoare. Se înlătura astfel numai stratul oxidat de la suprafaţă
şi o parte din stratul interior lui. se face ori în soluţii de alcooli ori de acizi (acid azotic + HCl +
HF + CaF2).
Prin decapare în astfel de soluţii se realizează afânarea stratului oxidat care se
exfoliază la prelucrarea ulterioară în soluţie acida : 10% HNO3 şi10% HF sau 5% HNO3, 30%
HCl şi HF.
Decaparea este îngreunată de prezenţa lubrifianţilor sau altor grăsimi putând apare şi
coroziuni excesive locale.
Aceste neajunsuri se pot elimina prin decaparea electrolitică dar procedeul este mai
scump. 70% din deşeurile obţinute pot fi ambalate şi depozitate sau retopite cu obţineri de
lingouri cu o cantitate mare de impurităţi care pot fi ambalate mai usor astfel.
Din aceste procente se pot obţine, de exemplu în cazul titanului, şi alte produse cum ar
fi : titan, alte elemente primare, vopsele pentru industria chimica, prealiaje de titan, etc.
Transportul materialului în sectie se face în funcţie de etapa fluxului tehnologic astfel :
118
- de la depozitele de materii prime la concasor (moara de macinare) cu transportorul
cu bandă sau cu cărucioare;
- la fel pentru alimentarea buncărelor cu material;
- de la presă la instalatia de sudură cu argon printr-un transportor cu role ca şi pentru
transportul electrozilor presati la topirea propriu-zisa;
- între topirea I şi instalatia de sudură sau de decojire - tăiere transportul se poate face
cu o macara de tip pod rulant care în acelaşi timp mai poate servi şi la alte operatii auxiliare în
sectie;
- lingourile curăţate şi tăiate se transporta apoi în cărucioare etanse la ambalare,
depozitare;
- tot fluxul de recirculare a deşeurilor poate fi servit de transportor cu bandă;
Pentru a elimina impurificarea materialului în timpul transportului (mai ales dupa
sortarea lui) se recomanda etanşeitatea acestor utilaje. De asemenea este important ca
transportul lingourilor finale sa se faca cu containere etanse, ele dând calitatea ultima aliajului
respectiv.
Procesul de pregătire a şarjei se poate desfăşura în regim continuu. În schimb, el
trebuie sa tina seama de discontinuitatea elaborării şarjei.
De aceea timpii procesului pot fi următorii.
Se alimentează buncărele cu material pâna la refuz.
Se procedează la pregătirea amestecului de şarjă în portiile stabilite pentru presare.
Presa va funcţiona continuu pentru presarea comprimatelor necesare constituirii a electrozilor
pentru topire dupa care se opreşte şi îşi reia lucrul cu puţin timp înainte de terminarea
procesului de elaborare.
Timpii de funcţionare ai presei sunt determinati de timpii de elaborare completa, iar de
funcţionarea presei depinde alimentarea buncărelor cu material şi a pregătirii şarjei. Datorita
timpilor morti ai elaborării, procesul de recirculare poate funcţiona cu instalatii de mica
capacitate în regim continuu, dupa care se pot dimensiona capacităţile de stocare pentru 70%
din deşeuri în depozit şiîn buncăre pentru 30% din deşeuri în depozit şiîn buncăre pentru 30%
din deşeuri.
Evacuarea depozitelor (livrarea lingourilor) se poate face la diferite intervale de timp,
preferabil cât mai scurte pentru a împiedica deprecierea aliajelor obţinute.
119
Pentru a adapta fluxul tehnologic la orarul de muncă (pentru eliminarea schimburilor ,
etc.) se poate crea un depozit intermediar între instalatia de sudură şi cea de elaborare a şarjei
dar cu o capacitate limitata din aceleaşi motive ca la livrarea lingourilor finale.
Întreg procesul se poate automatiza astfel: procedeul de pregătire a şarjei de la
scurgerea din buncăre pâna la presare (inclusiv) poate fi controlat separat de un calculator de
proces corespunzător. La fel fluxul tehnologic de recirculare a deşeurilor.
Întregul flux poate fi coordonat direct sau indirect de la un pupitru de control din zona
camerei de control a elaborării.
Elaborarea în cuptoarele cu arc este recomandata (prin construcţie) sa se faca
automatizat, în special datorita pericolului extrem de mare al exploziilor în arc cu efecte
devastatoare.
Deci, procesul necesita un control în limite destul de stricte.
Controlul automatizat indirect (cu informarea prealabila a omului asupra timpilor de
execuţie) în care controlul fluxului tehnologic general este realizat în special de om dar cu
ajutorul calculatorului lasa loc la experimentări şi decizii de circumstanţă ceea ce constituie un
avantaj de organizare.
Ambele procedee de control şi coordonare a operatiilor pot fi folosite cu succes daca
se creează infrastructura de personal necesara (şi diferita) cu sarcinile proprii bine stabilite
pentru fiecare muncitor în parte.
În funcţie de condiţiile de funcţionare fluxul tehnologic poate comporta câteva
modificări.
Astfel, în funcţie de tipul de presă cel mai accesibil aleasă, cantitatea unei portii de
material poate fi marita sau micşorată eficient dar în limitele stabilite ştiinţific.
De asemenea, utilajele care se folosesc în sectie sunt adaptate condiţiilor externe, ca
de exemplu : tipul de aliaj, tipul de material (impurităţi, granulatii, etc.), consumul de energie
electrica, etc.
Acest flux tehnologic la investitii sporite poate fi concentrat cu instalatii care sa
satisfaca în acelaşi timp mai multe operatii. Dar acest lucru nu este avantajos datorita
diversităţii mai mari precum şi a controlului de calitate al produsului, importanţa anumitor
procese creşte în detrimentul altora, de exemplu: pentru o calitate mai slaba a lingourilor o
importanţă mult superioară celorlalte etape o are elaborarea în cuptoarele cu arc.
120
I.8.2. Instalaţii de topire cu flux de electroni
La ciocnirea electronului cu suprafaţa metalului, energia sa cinetică se consumă
pentru excitarea razelor X, pentru emisie secundară şi pentru încălzire.
La o tensiune de împrăştiere V şi la o intensitate a undei electronului /, pentru
excitarea razei X se consumă:
2ZVW (I.8.1)
în care:
este coeficient de proporţionalitate, egal cu 10-6;
Z — numărul atomic al elementului din tabelul lui Mendeleev.
Pierderile de energie pentru excitarea razei X sunt neînsemnate, ele reprezentând
doar 0,1 % din energia totală a undei electronului. Razele X practic se absorb total în peretele
camerei de topire.
Emisia secundară are loc la bombardarea suprafeţei metalului cu electroni, ca rezultat
al ionizării atomilor şi a dispersiei electronilor primari. Ca măsură calitativă a emisiei secundare
se utilizează coeficientul total de emisie secundară , egal cu raportul dintre numărul de
electroni secundari şi cei primari. Acest coeficient depinde de energia electronilor primari,
atingând o valoare maximă la o anumită valoare şi scăzând apoi pe măsura creşterii în
continuare a energiei.
Pentru majoritatea metalelor maximumul se atinge la energii de 200 ... 800 eV.
Coeficientul de emisie secundară în acest interval este de 0,9 ... 1,5. Pentru energii de
10 ... 20 keV coeficienţii emisiei secundare au valori de 0,4 ... 0,5.
La analiza pierderilor energetice, la excitarea emisiei secundare, se poate considera
că este suma a doi coeficienţi:
real (I.8.2)
în care:
real este coeficientul emisiei secundare reale;
— coeficientul energiei de ciocnire elastică şi neelastică a electronilor.
Energia reală a emisiei secundare de electroni pentru toate metalele la tensiuni de 10
... 25 kV este de ordinul câtorva electroni-volţi. De aceea pierderile energetice legate de emisia
121
secundară reală sunt neînsemnate. Pierderile legate de reflexia electronilor sunt mult mai mari.
Energia relativă medie a electronilor reflectaţi (Er) este proporţională cu numărul atomic Z.
Pentru determinarea acesteia se poate utiliza relaţia;
ZEr
310245.0 (I.8.3)
Pentru metalele cu număr atomic mediu, de exemplu cobalt, nichel, energia relativă a
electronilor reflectaţi este de ~50%, iar coeficientul are valoarea 0,30. În aceste condiţii
pierderile de energie sunt de ~15%. La creşterea numărului atomic a metalului care se
încălzeşte, aceste pierderi se măresc. Fracţia de bază a energiei cinetice a electronilor se
transformă în căldură, în stratul superficial cu grosimea . Lungimea maximă parcursă de
electron, la sfârşitul căreia energia sa scade până la zero, este dată de relaţia:
2
max VZ
Ak , m (I.8.4)
unde:
k este o mărime constantă ;
A— masa atomică ;
— densitatea, în kg/m3;
V— tensiunea de accelerare, în V.
Pentru câteva metale, valoarea max este:
Ni.... 0,85 Al ...2,80
Cr.... 1,10 W ...0,48
Cu... 0,88 Pb...0,81
Electronul îşi pierde energia discontinuu, pătrunzând în stratul de grosime max.
Frânarea de bază a electronului se realizează la sfârşitul parcursu-lui, adică atunci când
temperatura atinge un maximum la o distanţă oarecare de suprafaţă .
Bilanţul energetic al instalaţiei de topire cu flux de electroni este:
pm QQQ , [J] (I.8.5)
unde:
Q este consumul total de energie, în J;
122
Qm — energia utilă, care se transformă în căldură, necesară pentru încălzirea
metalului, în J;
Qp — pierderile de căldură pentru excitarea razei X, a emisiei secundare şi în sistemul
electronooptic, în J.
Energia utilă se poate descompune în:
ctm QQQ [J], (I.8.6)
în care:
Qt este energia consumată pentru încălzirea şi topirea lingoului, în J;
Qc — energia consumată pentru crearea şi menţinerea băii metalice în cristalizor în
procesul de obţinere a produsului turnat, în J. În aceste condiţii, bilanţul energetic este:
pct QQQQ , [J]. (I.8.7)
În regim optim, la topirea cu flux de electroni a aliajelor pe bază de nichel Q, a 25 ...
30% ; Q^ 55 .. .65% ; Qp x w 10 ... 15%.
La topirea metalelor (aliajelor) cu flux de electroni, în baia metalică pot apărea curenţi
de convecţie care realizează amestecarea topiturii necesară, datorită în special diferenţei de
densitate. La încălzirea cu flux de electroni, în cristalizor curentul termic este îndreptat vertical
în jos, deci stratul mai uşor fuzibilă se află la suprafaţă. Totuşi, în cristalizor are loc o agitare
intensă a metalului, la care contribuie o serie de factori. Astfel, unul din aceşti factori este
convecţia (datorită curenţilor termici orizontali creaţi de gradienţii termici din topitură).
De asemenea agitarea băii metalice este favorizată de bulele de gaze, de incluziunile
nemetalice, de scurgerea picăturilor de metal lichid în cristalizor. Condiţiile cele mai favorabile
de amestecare convectivă intensă se creează în picăturile de metal lichid care se scurg din
lingoul care se topeşte. Prezenţa stratului încălzit la suprafaţă şi amestecarea băii metalice au o
influenţă esenţială asupra cineticii rafinării metalelor şi aliajelor la topirea cu flux de electroni.
Figura I.8.1. Traiectoriile fluxului de electroni pe suprafaţa băii metalice din cristalizor:
a — traiectorie circulară;
b - traiectorie în zig-zag.
123
Condiţiile de încălzire nestaţionară la topirea cu flux de electroni. La topirea cu
tun electronic axial, cu deplasarea laterală a lingoului de topit (vezi figura I.8.6a) are loc o
încălzire nestaţionară.
În figura I.8.1 se prezintă traiectoriile caracteristice ale fluxului de electroni pe
suprafaţa băii metalice din cristalizor: mişcarea circulară cu frecvenţa de 50 Hz şi deplasarea în
zig-zag cu frecvenţa de 1 Hz în direcţia x şi 50 Hz în direcţia y.
La mişcarea circulară a fluxului fiecare punct al suprafeţei băii metalice (din zona de
acţiune a fluxului de electroni) este supusă unei serii de impulsuri termice succesive, a căror
frecvenţă şi durată depind de diametrul spotului focalizat, de diametrul şi frecvenţa de
desfăşurare a fluxului de electroni.
Temperatura centrului spotului focalizat (0rT ), la repartizarea unitor-mă a densităţii de
suprafaţă a fluxului termic, se determină din relaţia:
0
2
1
20T
aqTr (I.8.8)
în care:
q este densitatea de suprafaţa a fluxului termic, în W/m2;
— coeficientul de conductibilitate termică, în W/m • K;
a — coeficientul de temperatură, în m2/s;
T0 — temperatura iniţială a mediului, în K;
— durata de încălzire a punctelor suprafeţei băii metalice în zona de acţiune a
fluxului de electroni, s ; = dn
r02;
d — diametrul de ramificare a fluxului de electroni, m;
n — frecvenţa de ramificare, în s-1;
r0 — raza spotului focalizat, în m.
Condiţiile de încălzire staţionară la topirea cu flux de electroni.
Condiţiile de încălzire, staţionară sau cuasistaţionară, se realizează în instalaţii cu
sisteme compuse din mai multe tunuri electronice axiale şi radiale (vezi figura I.8.6b, c). În
124
ambele variante, pentru egalizarea maximă a câmpului de temperaturi la suprafaţa băii metalice
este util să se realizeze deplasarea fiecărei raze pe un anumit sector de suprafaţă, cu frecvenţe
mai mari de temperatură în cristalizoare cu diametre 50 Hz. În practică s-a constatat că
variaţiile de 150 ... 250 mm nu depăşesc 100°C. In aceste condiţii se poate considera, cu
oarecare aproximaţie, că suprafaţa metalului în cristalizor este bombardată cu electroni, cu
densitate constantă. Ca rezultat, la suprafaţă ia naştere un strat încălzit de grosime , egal cu
adâncimea de pătrundere a electronilor. Energia termică ce se degajă în acest strat se
consumă pentru încălzirea straturilor adânci de metal, prin conductibilitate termică, precum şi
pentru radiaţia şi evaporarea de la suprafaţa topiturii. Schematic, repartiţia staţionară a
temperaturii pe adâncimea băii metalice cu front plan de cristalizare este redată în figura I.8.2.
Dacă se presupune că electronul pierde uniform energia cinetică, în direcţia
parcursului său, atunci relaţia conductibilităţii termice pentru cazul surselor interioare, în stratul
superficial al unui corp semiinfinit se poate descrie cu relaţia.
012
1
2
vq
dx
td (I.8.9)
unde:
t1 este temperatura în stratul de grosime , în °C;
qv — densitatea volumică specifică de energie în stratul , W/m3 ;
1 — coeficientul de conductibilitate termică în stratul , W/m • K.
În domeniul h — (vezi figura I.8.2), prin care se produce scurgerea căldurii de la
stratul spre frontul de cristalizare, ecuaţia diferenţială are forma:
Figura I.8.2. Schema câmpului de temperaturi pe adâncimea băii metalice:
— grosimea stratului superficial încălzit, în mm; h — distanţa de la suprafaţă până la frontul plan de cristalizare, în mm; T — temperatura suprafeţei metalului lichid, în K; T0 -
temperatura de solidificare, în K.
125
02
2
2
dx
td (I.8.10)
în care:
t2 este temperatura în domeniul h — , în °C.
Condiţiile limită se pot scrie sub forma:
jWT
cdx
dt4
0
1
1100
pentru x = 0; (I.8.11)
dx
dt
dx
dt2
2
1
1 pentru x = (I.8.12)
t2 = t0 pentru x = h (to — temperatura de solidificare); (I.8.13)
in care:
este gradul mediu de înnegrire a corpului;
c0 — coeficient de radiaţie a corpului absolut negru, în W/m2.K ;
T — temperatura suprafeţei băii metalice, în K;
j — căldura latentă de evaporare, în J/kg;
W = f(T) — viteza de evaporare, în kg/m2 • s;
2 — coeficientul de conductibilitate termică în stratul h — , în W/m • K.
Rezolvarea celor trei ecuaţii permite determinarea repartiţiei temperaturii în stratul .
Analiza acestei repartiţii arată că la tensiuni de accelerare de 10...30 kW, temperatura pe
grosimea stratului este practic constantă. Temperatura la suprafaţă, cu un grad destul de mare
de aproximare, poate fi exprimată prin relaţia:
hjW
hTchq
tT v
2
4
2
0
2
0100
(I.8.14)
Ultimii doi termeni conţin pierderile de căldură prin radiaţie şi evaporare. Prin
calorimetrie se poate determina partea din energia necesară pentru încălzirea metalului în
cristalizator şi deci rezultă:
126
2
0
hqtT T (I.8.15)
sau:
2
0
hqtT s (I.8.16)
unde:
qT şi qs sunt densităţile volumice şi respectiv superficiale specifice de energie,
necesare pentru încălzirea metalului prin conductibilitate termică.
La solidificarea lingoului în cristalizoare de cupru răcite cu apă, pentru condiţii
staţionare de încălzire cu flux de electroni, frontul de cristalizare se apropie de forma plană.
Adâncimea echivalentă a amplasării sale se poate determina din relaţia:
d
Fh (I.8.17)
în care:
F este suprafaţa secţiunii longitudinale, axiale, a băii metalice, în m2;
d — diametrul lingoului, în m.
In condiţiile încălzirii în regim staţionar se obţine o repartiţie mai uniformă a
impurităţilor pe secţiunea longitudinală a lingoului decât în regim nestaţionar. De asemenea,
pierderile medii de metale, la acelaşi grad de rafinare, în condiţiile încălzirii staţionare sunt de
1,5...2 ori mai mici decât în condiţii nestaţionare. De exemplu, în condiţii de încălzire staţionară
la topirea nichelului şi aliajelor sale în regim optim, pierderile de metale nu depăşesc 3 ... 5%.
Tunuri electronice pentru topirea materialelor speciale
Tunurile electronice ale instalaţiilor de topire realizează transformarea energiei
electrice în energie cinetică a electronilor.
Ca şi tubul de raze X, tunul electronic are un catod, încălzit până la temperaturi înalte
pentru obţinerea emisiei ridicate de electroni, şi un anod. Între anod şi catod se aplică o
tensiune înaltă — de la câteva unităţi (3 ... 5 kV) până la zeci de kilovolţi (20 ... 40 kV).
127
În câmpul electric dintre catod şi anod electronii, emişi de catod, sunt acceleraţi şi
capătă o energie cinetică dată de relaţia:
2
2mvE (I.8.18)
în care :
m este masa electronului (0,91083 • 10 -30 kg) ;
e — sarcina electronului (0,160206 • 10-18 C) ;
v — viteza electronului, în m/s ;
U — tensiunea de accelerare, în V.
Puterea fasciculului de electroni acceleraţi va fi:
IUUneE
nW (I.8.19)
unde:
este timpul, în s ;
n — numărul de electroni;
ne
I intensitatea curentului dat de fluxul de electroni, în A.
Intensitatea I este corelată cu mărimea tensiunii de accelerare U prin relaţia lui
Langmuir:
2
3
kUI (I.8.20)
în care: k este conductibilitatea totală a fluxului de electroni.
Tunurile electronice pot fi fără anod accelerator (cu catod inelar) şi cu anod accelerator
(cu flux de electroni).
În cazul tunului electronic fără anod accelerator (figura I.8.3a), tensiunea înaltă se
aplică între catod şi metalul care se încălzeşte, care constituie de fapt anodul sistemului
electrono-optic. In aceste condiţii în apropierea suprafeţei încălzite se creează un câmp electric
128
cu tensiune ridicată. Fluxul de electroni se formează in spaţiul imediat alăturat acestei
suprafeţe.
La tunuri electronice cu anod accelerator (figura I.8.3b) acesta este amplasat în
apropierea catodului şi are un canal pentru trecerea fluxului de electroni acceleraţi. La aceste
tunuri, câmpul electric se localizează în spaţiul dintre catod şi anodul accelerator. Fluxul de
electroni accelerat, după trecerea prin canal în anodul accelerator, se deplasează datorită
inerţiei. Ca urmare, în apropierea suprafeţei care se încălzeşte, câmpul electric este nul, iar
sistemul anod-catod poate fi îndepărtat la o distanţă mare de aceasta. Unele tunuri electronice
sunt prevăzute cu lentile suplimentare de focalizare.
Cele mai importante avantaje ale tunurilor electronice cu anod accelerator sunt
următoarele:
— pot fi amplasate la distanţe mari de metalul care urmează a se topi, în acest mod
micşorându-se cantitatea de vapori şi stropi de metal care se depun pe catod, se îmbunătăţesc
condiţiile de degajare a gazelor din zona de topire şi se măreşte sensibil durata de funcţionare
a catodului;
— ca urmare a absenţei câmpului electric în zona de topire, scade probabilitatea
descărcărilor luminoase şi se creează posibilitatea topirii nu numai a conductoarelor (metalelor),
dar şi a materialelor nemetalice, dacă acestea nu se descompun.
În spaţiul postanodic se poate direcţiona fluxul de electroni cu ajutorul câmpului
electromagnetic în vederea realizării condiţiilor optime de încălzire.
Tunurile electronice cu anod accelerator, din punct de vedere constructiv pot fi:
inelare, axiale, cu flux plan cu înclinarea la 60° sau la 180° şi mai mult.
Tunurile inelare conţin un anod accelerator cu şanţ inelar pentru accesul electronilor,
amplasat în apropierea catodului inelar şi a electrodului de focalizare. Acest tip de tunuri de
Figura I.8.3. Schema instalaţiilor de topire cu flux de electroni fără anod accelerator (a) şi cu anod accelerator (6) 1 — catod (sursă de electroni); 2 — electrod de focalizare; 3 — aliaj metalic; 4 — anod accelerator; 5 — lentilă de focalizare.
129
electroni poate avea formă inelară (figura I.8.4a), conică (figura I.8.4b) sau pot fi focalizate
electromagnetic (figura 8.4c).
Figura I.8.4. Tipuri de tunuri electronice
a — de formă inelară, pentru topirea lingourilor; b — de formă conică pentru topirea lingourilor şi
încălzirea metalului în cristalizor; c — pentru topirea lingourilor, cu reglare electromagnetică a fluxului de
electroni.
Primul tip se utilizează numai pentru topirea lingourilor, iar celelalte două pot fi utilizate
atât pentru topirea lingourilor, cît şi pentru încălzirea băii metalice din cristalizor.
Tunurile axiale constau dintr-un catod masiv sub formă de rondelă de wolfram sau
tantal, amplasat în centrul electrodului focalizator şi încălzit indirect prin bombardament
electronic, un anod accelerator răcit cu apă cu orificiu central pentru trecerea fluxului de
electroni şi un tub de trecere a fluxului de electroni, răcit cu apă, prevăzut cu sistem de
focalizare a electronilor. Aceste tunuri de electroni, care lucrează la tensiuni de accelerare de
20...30 kV şi la puteri de 60...1 200 kW, se montează (în instalaţiile de topire) deasupra
cristalizorului, pe axa acestuia. In aceste condiţii, catodul tunului electronic este supus unei
bombardări ionice intensive şi acţiunii vaporilor metalici.
Figura I.8.5. Schema tunului electronic cu fascicul plan, înclinat cu 60 °:
1— catod ; 2 — electrod de focalizare; 3 — anod accelerator; 4 — canale de răcire cu apă.
3
130
Tunurile cu flux plan sunt compuse dintr-un catod (figura I.8.5) inelar de wolfram,
amplasat în canalul electrodului de focalizare şi un anod accelerator răcit cu apă. În sistemul
catod-anod se formează un flux de electroni plan, la o tensiune de accelerare de 8...15 kV.
Aceste tunuri electronice pot avea puteri de 15...300 kV şi chiar mai mari.
Scheme tehnologice de topire
Aceste scheme trebuie să asigure o cît mai bună utilizare a fluxului de electroni şi un
vid înaintat pentru rafinarea metalelor şi aliajelor neferoase.
Cele mai răspândite scheme tehnologice de topire sunt:
— topirea cu tun vertical axial a lingoului care se deplasează late-ral, cu orientarea
fluxului de electroni focalizat, pe suprafaţa băii metalice din cristalizor (figura I.8.6a);
— topirea cu mai multe tunuri axiale de electroni, cu devierea electromagnetică a
fluxului de electroni şi deplasarea verticală a lingoului (figura I.8.6b);
— topirea cu încălzitor radial de flux de electroni, cu devierea electromagnetică a
fluxului şi deplasarea verticală a lingoului (figura I.8.6c);
— topirea cu mai multe tunuri cu flux liniar, deviat la 1800C, şi deplasarea verticală a
lingoului (figura I.8.6d).
Utilizarea unor anozi speciali în aceste scheme tehnologice permite realizarea topirii
cu reducerea la minimum a descărcărilor electrice în sistemul catod-anod şi creşterea duratei
de funcţionare a catozilor. Stabilizarea regimului termic, în absenţa descărcărilor, conduce la
creşterea omogenităţii chimice şi structurale a lingoului, permite obţinerea unei suprafeţe de
calitate superioară şi simplifică procesul de topire.
Schemele tehnologice prezentate se deosebesc prin condiţiile de încălzire şi prin
mărimea suprafeţei de reacţie a fazei lichide. Topirea cu un singur tun axial (vezi figura I.8.6a)
se realizează în regim nestaţionar, care ,se repetă periodic. Topirea cu mai multe tunuri se
apropie de topirea în condiţii staţionare.
La topirea cu încălzire nestaţionară, fluxul de electroni, de secţiune şi densitate de
energie determinate, se deplasează pe suprafaţa băii metalice după traiectorii circulare, spirale
sau mai complexe. In aceste condiţii, fiecare punct al suprafeţei băii metalice este supus acţiunii
unor impulsuri termice periodice, a căror frecvenţă şi durată depind de frecvenţa şi traiectoria
131
fluxului de electroni şi de diametrul urmei fluxului pe suprafaţa băii. In cazul încălzirii staţionare,
fluxul de electroni rămâne practic tot timpul topirii constant, electronii bombardează relativ
uniform suprafaţa băii metalice.
Pentru realizarea condiţiilor optime de rafinare a băii metalice este necesar să se
mărească suprafaţa de reacţie cît mai mult şi să se atingă temperatura optimă de încălzire.
a. b.
c. d.
Figura I.8.6. Scheme de topire cu flux de electroni: 1 — tunuri electronice; 2 — flux de electroni; 3 — lingou care se topeşte; 4 — cristalizor răcit cu
apă; 5 — lingou turnat.
În condiţiile încălzirii nestaţionare cu viteză relativ mică de deplasare a fluxului de
electroni pe suprafaţa băii metalice, se pot produce supraîncălziri locale care conduc la
creşterea pierderilor de metale prin evaporare. în acelaşi timp pot să se înrăutăţească sensibil
condiţiile de rafinare ca urmare a micşorării suprafeţei efective de reacţie şi a acţiunii de
„ecranare" de către „norul" de vapori în zonele supraîncălzite.
132
La deplasarea pe verticală a lingoului se creează o suprafaţă maximă şi condiţii mai
bune de rafinare comparativ cu deplasarea lingoului pe orizontală. La deplasarea pe verticală
zona topită a electrodului consumabil are formă conică, iar metalul (pelicule sau picături) se
scurge de-a lungul conului format.
Caracteristic tuturor schemelor tehnologice prezentate mai sus este aşa-numitul
proces de topire în picături care constă în formarea şi scurgerea picăturilor de metal în baia
metalică a cristalizorului. In aceste condiţii, se pot distinge două faze ale rafinării. În prima fază
de formare a picăturilor şi scurgere a lor în cristalizor se elimină intens moleculele gazoase de
hidrogen, azot, oxigen, oxid de carbon şi de asemenea suboxizii volatili şi impurităţile cu
tensiune mare de vapori (zinc, plumb, bismut, cadmiu ş.a.). In faza a doua, în cristalizor, la un
regim optim de încălzire a suprafeţei băii metalice se realizează o eliminare mai avansată a
gazelor şi a impurităţilor volatile.
O oarecare rafinare suplimentară se realizează la cristalizarea dirijată a lingoului.
Impurităţile cu coeficient de repartiţie mai mic decât 1 vor îmbogăţi faza lichidă şi se vor
concentra în stratul superficial superior al lingoului solidificat.
La topirea cu flux de electroni, rafinarea metalului (aliajului) este mai avansată decât în
cazul topirii în cuptoare electrice cu arc în vid sau în cuptoare electrice cu inducţie.
În ultimii ani s-au definitivat o serie de scheme tehnologice de rafinare în instalaţii cu
flux de electroni care cuprind faze separate de topire, rafinare şi cristalizare, mărindu-se astfel
suprafaţa de reacţie a metalu-lui şi creşterea duratei de vacuumare.
Figura I.8.7. Schema topirii cu flux de electroni, cu mixer (baie):
Metal Foams: a Design Guide, Butterworth-Heinemann, June, 2000. 2. L.J. Gibson, M.F. Ashby, Cellular Solids: Structure and Properties. (2 nd Edition),
Cambridge University Press, 1997. 3. A.G. Evans, J.W. Hutchinson, M.F. Ashby, Progress Mtls. Sci., 43, 171-221 (1998). 4. J. Banhart, M.F.Ashby, N.A.Fleck, International Conference on Metal Foams and
Porous Metal Structures, 14th - 16th, Bremen (Germany) (June1999). 5. J.C.Wallach, L.G. Gibson, Mechanical Behavior of a Three-Dimensional Truss Material
(2000). Submitted to Int. J. Solids and Structures. 6. N.Wicks, J.W.Hutchinson, Optimal Truss Plates, March 2000. 7. B. Budiansky, Int. J. Solids Struc., 36, 3677 - 3708 (1999). 8. A.Bastawros, H. A. Stone and A.G.Evans, Jnl Heat Transfer, 43, 178-229. 9. T.J.Lu, H.A.Stone and M.F.Ashby, Acta Mater., 46, 3619-3635 (1998). 10. R. B. Fuller, U.S.Patent, 2,986,241 (1961). 11 S.Gu, T.J.Lu and A.G.Evans, Intl Jnl Heat Transfer, 43, 181-231. 13. J.T. Wood, "Metal Foams" Editors: J. Barnhart and H. Eifert, MIT Verlag Publishing
(Bremen), 1998, 31-38. 14. T. Miyoshi, M. Itoh, S. Akiyama, and A Kitahara, "Porous and Cellular Materials for
16. C-J. Yu and H. Eifert, Advanced Materials and Processes, 1998, 45-47. 17. J. Banhart and J. Baumeister, "Porous and Cellular Materials for Structural
20. H. Jones, ―Dispersion Strengthened Aluminium Alloys‖ (ed. Y.W. Kim, N.M. Griffith) p.57 (1988), Warrendale PA Met.Soc. AIME
21. R.E. Cochrane, D.V. Evans, D.V. Greer, Mater. Sci. Eng. 98 (1988) p.99 22. Mariana Călin, ―Studii şi cercetări asupra mecanismelor transformărilor la călirea din
stare lichidă cu formare de structuri amorfe şi structuri microcristaline‖, teză de doctorat, Universitatea Politehnica Bucureşti, 1994
23. Anna Nocivin, ―Studii şi cercetări privind structura unor aliaje neferoase complexe solidificate ultrarapid, procesabile prin metalurgia pulberilor‖, teză de doctorat, Universitatea Politehnica Bucureşti, 1995
24. A.D.I. Jianu, ―Obţinerea şi caracterizarea structurală a fazelor metastabile: amorfe, nanocristaline şi quasicristaline în noi sisteme de aliaje solidificate ultrarapid‖, teză de doctorat, Universitatea Politehnica Bucureşti, 1996
25. S. Gâdea, Maria Petrescu, N. Petrescu, ―Aliaje amorfe solidificate ultrarapid‖, Ed. Ştiinţifică şi Enciclopedică, Bucureşti, 1988
27. G.F. Taylor, Phys. Rev.23 (1924), p.655 28. R.B. Pond, US Patent 3602291, August 31, 1971 29. T. Masumoto, H. Kimura, Sci. Rep. Res. Inst. Tohoku Univ. 25 (1975), p.216 30. J.L. Bedell, Allied Chemical Corp, US Patent No. 3862658 Jan. 28, 1975 31. R.E Maringer, C.E. Mobley, US Patent No. 3871439 (1975) 32. N. Grant, Metallurgical Transaction, 23 A, (1992), p.1083 33. H. Liebermann, J. Walter, ―Rapidly Solidified Amorphous and Crystalline Alloys‖, ed.
Kear B.H., Giesen B.C., Cohen M., Elsevier North Holland 1982, p.111 34. H. Jones, ―Rapid Solidification of Metals and Alloys‖ (1982), Monograph no.8, London,
The Institution of Metallurgists 35. E.J. Lavernia, J.D. Ayers, T.S. Srivatsan, International Materials Review 3T, no.1, p.1,
1992 36. M.C. Flemings, ―Solidification Processing‖, cap.3, Mc. Graw Hill, New York, 1974 37. O. Salas, C.G. Levi, International Fournal of Rapid Solidification, 4, (1988), p.1 38. M. Cohen, B.H. Kear, R. Mehrabian, în ―Rapid Solidification Processing: Principles and
Technologies II‖ (ed. R. Mehrabian et al.), Baton Rouge, LA, Claitor‘s Publ. Division, 1980 p.1
39. Ienciu, M., ş.a.: „Elaborarea aliajelor neferoase speciale‖, Bucureşti, EDP, 1985. 40. W.J. Boettinger, Materials Science and Engineering 98p. 1988, p.123 41. K. Chattopadyaay, Mamachandrarao, Journal Materials Science 15 (1980) p.685 42. C.J. Smithels, Metals Reference Book, 5-th Edition, Butterworths London, 1978, p.395 43. D.C. Van Aken, H.L. Fraser, Acta Metallurgica, 33 (1985) p.963 44. M.A. Reynolds, J.G. Harris, Aluminium , 50 (1974) p.592 45. E. Orowan, în ―Symposium on Internal Stresses in Metals and Alloys‖, Monograph and
Rep. Series, No.5, Disc. p.451, (1948), London, The Institute of Metals 46. D.J. Skinner, în ―Dispersion Strengthened Aluminium Alloys‖ (ed. Y.M. Kim şi
W.M.Griffith); Warrendale PA, Metallurgical Society of AIME, 1988, p.181 47. M.E. Fine, Metallurgical Transactions 6A (1975) p.625 48. S. Gowry, F.H. Samuel, Metallurgical Transactions 25A (1994) p.437 49. *.* Metals Handbook ASM, vol.2, Properties and Selection of Nonferrous Alloys and
Pure Metals‖. 9th Edition, Metals Park Ohio, 1979, p.170 50. J.H. Zwart, H. Kleinjean, W.H. Kool, Proceedings Intern. Conf. Advanced Aluminium
and Magnesium Alloys, Amsterdam, June 20-22, 1990 51. J. Moerman, H. Kleinjean, W.H. Kool, Proceedings Intern. Conf. on the Recycling of
Metals, Brussels, May 13-15, 1992, p.127 52. W.H. Kool, H. Kleinjean, Proceedings 27th Intern. Symp. On Advanced Transportation
Applications (ISATA), Aachen Oct. 31- Nov. 4, 1994 53. YH.H. Liebermann, C.D. Graham, IEEE Trans. Magnetics NAG - 12 (1976), p. 921 54. S. Kavesh în lucrarea ―Metalic Glasses‖ ed. J.J. Gilman, H.J. Leamy, Amer. Soc. Foc.
Metals Park Ohio, 1978, p. 208 55. N. Ryum, Acta Metallurgica, vol 17 (nr. 3), 1969, p. 269 56. D. Altenpohl, ―Aluminium und Aluminiumlegierungen‖, Springer - Verlag, Berlin, New
York, 1965 57. S. Gâdea, Maria Petrescu, ― Metalurgia fizică şi studiul metalelor‖, ed. Didactică şi
Pedagogică, Bucureşti, vol. 2, 1981
148
58. H. Matyia, B.C. Giessen, N.J. Grant, Journal of the Institute of Metals, 96, (1968) p.30 59. T.D. Mc. Kinley, K.F.J. Heinrich, D.B. Wiltry, ―The Electron Microprobe‖, John Wiley
and Sons, New York, 1966 60. ASM Handbook, vol.3, Alloy Phase Diagrame, First Edition, ASM International USA,
1992 61. H.Nowotny, K. Komarck, J.Kromer, Berg und Hüttenmänn Monatsch Montan
Hochschule Leoben, 96, 1951, p.161 62. Oltean, V.: „Studii şi cercetãri asupra aliajelor uşoare realizate prin solidificare
ultrarapidã‖, Teza de doctorat, Bucureşti, 1998. 63. G.Phragmen, J. Inst. Metals, 77, 1950, p.489 64. K.Robinson, P.J.Black, Phil. Mag., 44, 1953, p.1392 65. D.Munson, J. Inst. Metals, 95, 1967, p.217 66. C.Y.Sun, L.F.Mondolfo, J. Inst.Metals, 95, 1967,p.384.
149
Partea II
SUPERALIAJE
150
II.1 CLASIFICARE, MICROSTRUCTURĂ ŞI DOMENII DE UTILIZARE
Superaliajele sunt aliaje pe bază de Ni-, Fe-Ni, şi Co- utilizate în general la temperaturi
mai mari de 810 oK. Fe, Co, Ni sunt metale tranziţionare cu poziţii consecutive în tabelul
periodic al elementelor şi se pot găsi în concentraţii recuperabile în scoarţa terestră. Ordinea
relativă a scăderii distribuţiei acestor metale este Fe, Ni şi Co. În ultimele două decenii, a fost
semnalată lipsa nichelului şi cobaltului pe piaţa, precum şi fluctuaţia preţurilor la Co, cu o
nesiguranţă în aprovizionarea cu Cr, principalul element de aliere. Costurile materiilor prime
afectează costurile finale ale pieselor, iar costurile de elaborare sunt extrem de ridicate în multe
cazuri. În consecinţă, deoarece Co are un cost de extragere din materii prime mai ridicat faţă de
Ni, aliajele de Ni vor fi mult mai ieftine în funcţie de tehnicile de aliere.
Superaliajele pe bază de Fe-Ni vor putea fi utilizate în cazul unor aplicaţii cu costuri
reduse.
Figura II.1.1.Comportamentul superaliajelor la tensiunea de rupere
151
Superaliajele pe bază de Fe-Ni sunt o continuare a tehnologiilor de elaborare a
oţelurilor inoxidabile care sunt în general forjate, pe când superaliajele pe bază pe Co şi Ni pot
fi forjate sau turnate datorită implicării raportului aplicaţii / compoziţie.
Superaliajele înalt aliate sunt în mod normal elaborate prin turnare. Sudarea şi lipirea
pot fi realizate la structurile fabricate, dar superaliajele înalt aliate cu un conţinut mare de faza
dura sunt dificil de sudat. Proprietăţile pot fi controlate chimic şi prin prelucrare (inclusiv
tratament termic), regăsindu-se în produsele finale o excelenta rezistenţa termica. În figura
II.1.1 se observa variaţia comportării tensiunii la rupere a trei clase diferite de aliaje (pe baza de
Fe-Ni-, Ni- şi Co), iar în tabelul II.1.1. sunt prezentate tensiunile la rupere a câtorva superaliaje
reprezentative din fiecare clasă.
Tabel II.1.1. Tensiunile la rupere tipice 100-hr pentru cele mai reprezentative superaliaje
Destinaţie Tensiune în ksi (MPa) at ,
922 K 1255 K
A- 286 46(317) N.A.
Inconel 718 86(593) N.A.
Udimet 700 102(703) 8(55)
Mar- M247 (a) 123(848) 17(117)
X-40 (a) 49(338) 8(55)
S-816 46(317) N.A.
(a) Aliaje de turnatorie
II.1.1. Principalele caracteristici ale metalelor
Densitatea Fe pur este de 7,87 g/cm3, densităţile Ni şi Co sunt de aproximativ 8,9
g/cm3. Superaliajele pe baza de Fe-Ni au densităţi cuprinse între 7,9 şi 8,3 g/cm3, cele pe baza
de Co au densităţi cuprinse între 8,3 şi 9,4 g/cm3; iar superaliajele pe baza de Ni au densităţi
cuprinse între 7,8 şi 8,9 g/cm3. Densitatea este considerabil influenţata prin aliere; un conţinut
mai mare de Al, Ti şi Cr reducând-o iar durificatorii soluţiei solide W şi Ta o îmbunătăţesc.
152
Gradul rezistentei la coroziune a diferitelor tipuri de metale pure depind în mare parte de
mediile de coroziune şi de adaosul elementelor de aliere. Temperaturile de topire ale
elementelor pure sunt : Ni - 1726oK; Co - 1768oK; Fe -1810oK. Temperaturile de topire
incipiente şi domeniile de topire ale superaliajelor sunt date în funcţie de compoziţie şi de
condiţiile de elaborare. În general, temperaturile de topire incipiente sunt mai mari în cazul
superaliajelor pe baza de Co decât cele pe baza de Ni ori Fe. Superaliajele pe baza de Ni pot
avea temperaturi de început de topire la 1475oK. În cazul superaliajelor monocristaline pe baza
de Ni cu grad limitat al punctului de topire depresanţii tind să aibă temperaturi de topire
incipiente egale ori în exces cu ale aliajelor pe baza de Co. Fierul şi cobaltul trec prin două
transformări alotropice: Fe-rul se transforma din reţea CVC (reţea cubica cu volum centrat) la o
temperatura mica (alfa), în reţea CFC (reţea cubica cu fete centrate) la o temperatura înalta
(gama); Co-ul se transforma din reţea hexagonal compacta la temperatura mica în reţea CFC
la temperaturi înalte, pe când nichelul, are o reţea cubica cu fete centrate (CFC) la toate
temperaturile. Reţele CFC ale celor doua elemente Fe şi Co în superaliaje, sunt în general
stabilizate prin aliere. Limitele de utilizare superioare ale superaliajelor pe baza de Fe-Ni, Ni şi
Co nu sunt restricţionate de existenta reacţiilor de transformare alotropica dar sunt o funcţie a
temperaturii de început de topire şi dizolvare a fazelor dure. În superaliajele pe baza de Co
exista unele tendinţe de transformare a fazelor cu reţea CFC. Matricile austenitice ale
superaliajelor cu reţele CFC au o solubilitate crescută în cazul adaosului unor elemente de
aliere, o ductilitate excelenta şi caracteristici corespunzătoare ale fazelor (în cazul superaliajelor
pe baza de Fe-Ni şi Ni).
În general, superaliajele au modulul de elasticitate cuprins între 30X103ksi (207 GPa),
pe când în cazul aliajelor specifice policristaline acesta poate varia de la 25 la 30X103ksi (172
to 241 GPa) la temperatura camerei în funcţie de sistemul de aliaje. Pornind de la aceste date,
pentru a realiza orientarea cristalelor ori direcţionarea grăunţilor poate rezulta un modul de
elasticitate cuprins între 18 şi 45X103 ksi (de la 124 la 310 GPa) care depinde de raportul
grăunţilor ori de orientarea cristalelor fata de direcţia testată. Proprietăţile fizice, conductivitatea
electrica, conductivitatea termica şi dilatarea termică tind să fie scăzute (sau relative pentru alte
sisteme). Aceste proprietăţi sunt influenţate de tipul metalelor de bază (elemente tranziţionare)
şi de prezenţa adaosului de metale refractare.
153
În general, superaliajele sunt ductile, superaliajele pe baza de Co fiind mai puţin
ductile decât superaliajele pe baza de Fe-Ni sau Ni. Superaliajele pe baza de Fe-Ni şi Ni se pot
găsi în forma extrudată, forjată sau laminată; iar aliajele cu rezistenţa mare în general de
întâlnesc doar în condiţii de turnare. De preferat este deformarea la cald, deformarea la rece în
mod normal fiind restricţionată de secţiunile subţiri (table, foi). Laminarea la rece poate fi
folosita pentru a creşte proprietăţile de rezistenţă de scurtă durată la o temperatură mai joasă
decât cel al superaliajelor care este stabilit la 810oK.
Tabelul II.1.2. Adaosurile principalele elemente de aliere şi efectul lor în superaliaje
Element
Conţinut
Efect Baza de Fe-Ni
şi Ni
Baza de
Co
Cr 5-25 19-30 Rezistenţa la coroziune şi oxidare; carburi; călire în soluţie
Mo,W 0-12 0-11 Carburi; călire în soluţie
Al 0-6 0-4.5 Călire prin precipitare; rezistenţa la oxidare
Ti 0-6 0-4 Călire prin precipitare; carburi
Co 0-20 - Afectează gradul de precipitare
Ni - 0-22 Stabilizează austenita; formează precipitaţi de călire
Cb 0-5 0-4 Carburi ; călire în soluţie; călire prin precipitare; (pe baza
de Ni-, Fe-Ni)
Ta 0-12 0-9 Carburi ; călire în soluţie; rezistenţa la oxidare
II.1.2. Structura şi fazele superaliajelor
Superaliajele conţin în matricea austenitică cu reţea CFC faza gama ( ) şi o varietate
de alte faze secundare. Principalele faze secundare sunt carburile de tipul MC, M23C6, M6C şi
M7C3 (rare) pentru superaliajele Inlay iar faza gama prim ( ‘) CFC conţine compuşi intermetalici
în superaliajele pe baza de Ni şi Fe-Ni de tipul Ni3(Al,Ti). Rezistenţa superaliajelor rezultă din
călirea soluţiei solide şi din fazele de precipitare. Carburile pot realiza o legătură directă limitata
dar, de cele mai multe ori indirecta (prin stabilizarea limitei de grăunţi împotriva forfecării
154
excesive). În plus, fata de aceste elemente care pot produce durificarea soluţiei solide şi pot
contribui la formarea carburii ‘, alte elemente cum ar fi: B, Zr, Hf, Ce sunt introduse pentru a
îmbunătăţii proprietăţile mecanice şi chimice ale superaliajelor. De asemenea unele carburi şi
elemente de formare de tip ‘ pot contribui şi ele la îmbunătăţirea proprietăţilor chimice. În
tabelul II.1.2. sunt prezentate conţinuturile principalelor elemente de aliere şi efectele acestora
în superaliaje. În unele sisteme limitate, unde prezenta Cb este suficienta (ori Cb şi Ta) faza
gama ( ‘‘) cu reţea tetragonal centrată (TC) este principala faza durificatoare. În multe sisteme,
fazele mai puţin dorite pot fi găsite datorita efectelor de compoziţie, elaborare ori contaminare.
Dintre aceste faze amintim faza delta ( ) ortorombică Ni3Cb, faza sigma ( ) şi faza eta ( )
hexagonal compacta Ni3Ti.
II.1.3. Sisteme de superaliaje
Cele trei mari clase de superaliaje, pe baza de Fe-Ni, Ni- şi Co sunt împărţite în
superaliaje de turnatorie şi forjabile. Un număr mare de aliaje au fost descoperite şi studiate, şi
multe dintre ele brevetate. În tabelul II.1.3 sunt prezentate compoziţiile celor trei clase de
O clasă importantă din categoria superaliajelor pe baza de Fe-Ni includ aceste aliaje
care sunt durificate prin precipitarea compuşilor intermetalici de tipul ‘ care au o reţea cubică
cu feţe centrate CFC în cazul aliajelor de tip A-286,V-57 ori Incoloy 901 iar unele aliaje de tip
Iconel 718 precipită compuşi de tipul ‘‘. O alta clasă de superaliaje pe baza de Fe-Ni sunt cele
din seria CRM, care sunt durificate cu carburi, nitruri şi carbonitruri, şi pot fi aliate cu W şi Mo
pentru a se produce durificarea soluţiei solide. Tot din clasă superaliajelor pe baza de Fe-Ni fac
parte şi otelurile inoxidabile modificate care sunt durcisate primar prin călirea soluţiei solide.
Aliajele din aceasta categorie variază de la 19-9DL (otel 18-8 cu adaosuri de Cr şi Ni, cu
conţinut mare de C) până la Incoloy 800 H (21 Cr, conţinut mare de Ni cu adaos mic de Ti şi Al,
utilizat pentru curgerea fazei ‘ ). Superaliajele pe baza de Fe-Ni se găsesc în formă forjată, în
particular clasa CRM de aliaje fiind folosite în aplicaţiile turnate.
Figura II.1.2. Rezistenţa la rupere în funcţie de Vf ’, vol% la diferite temperaturi indicând
îmbunătăţirea capacităţii rezistenţei funcţie de Vf ’ -Sursa: R.F. Decker ―Strengthening Mechanisms in Ni- base Superalloys, in Steel Strengthening Mechanisms, Climax
Molybdenum Co.,CT (1970), 147-170. Capabilities Strengthening Mecanisms in Ni-base -Source: R.F. Decker: Strengthening Mecanisms in Ni-base
157
II.1.3.2. Superaliaje pe baza de Ni
Cea mai importanta clasă a superaliajelor pe baza de Ni este cea care este durificată
prin precipitarea compuşilor intermetalici în matricea cu reţea CFC. Precipitatul de durificare
este ‘, întâlnit la superaliajele de tip Waspaloy ori Udimet 700. O alta clasă de superaliajele pe
baza de Ni sunt cele din categoria Hastelloy X care este durificată în soluţie solidă şi din
precipitarea carburilor realizata printr-o etapa de îmbătrânire. A treia clasă include aliajele cu
durificatori obţinuţi prin dispersia oxizilor (DOI) cum ar fi IN MA-754 ori IN Ma-600E aliaje care
sunt durificate prin dispersia particulelor inerte cum ar fi ytria combinată în unele cazuri cu
precipitarea fazei ‘ (Ma-6000E).
Superaliajele pe baza de Ni pot fi utilizate atât în forma turnata cat şi forjata, fiind frecvent
utilizate tehnologii speciale de elaborare (metalurgia pulberilor / forjare izotermică) pentru a
produce superaliajele forjate înalt aliate (Udimet 700/Astroloy, IN-100). O analiză suplimentar
introdusă pentru controlul proprietăţilor superaliajelor pe baza de Ni a fost studiul imaginii
grăunţilor şi a orientării acestora. În unele cazuri, limita dintre grăunţi nu mai poate fi observata.
În cazul aliajelor din clasa durificatorilor realizaţi prin dispersia oxizilor cum ar fi Mar-M247 s-a
observat o îmbunătăţire a proprietăţilor datorate controlului morfologic al grăunţilor prin direcţia
de recristalizare a grăunţilor ori prin solidificare.
II.1.3.3 Superaliaje pe baza de Co
Superaliajele pe baza de Co sunt durificate invariabil prin o combinare a carburilor şi a
soluţiilor solide călite. Diferenţa esenţială în aceste aliaje este data de structură. Aliajele de
turnatorie sunt cele de tipul X - 40 iar cele forjate (sudabile) sunt cele de tipul Haynes 25. În
sistemul de superaliaje pe baza de Co nu s-a găsit nici un compus intermetalic care să aibă
acelaşi grad de utilizare ca şi faza ‘ precipitată din superaliajele pe baza de Ni ori cele pe baza
de Fe-Ni, pe când în aliajul J-1570 rezistenţa este data de precipitarea compusului Ni3Ti, iar
conţinutul mare de W din superaliajele pe baza de Co realizate de NASA a fost benefic pentru
călire, realizată prin precipitarea Co3W.
158
II.1.4. Proprietăţi şi microstructură
Principalele variabile microstructurale ale superaliajelor sunt: (a) cantitatea de
precipitat şi morfologia acestuia (b) forma şi mărimea grăunţilor, şi (c) distribuţia carburilor.
Proprietăţile superaliajelor pe baza de Ni şi Fe-Ni sunt controlate de toate cele trei variabile; în
schimb în cazul superaliajelor pe baza de Co prima variabilă lipseşte cu desăvârşire. Controlul
structurii este realizat prin corelarea raportului compoziţie / modificare şi prin prelucrare. Pentru
o compoziţie nominala data, structurile superaliajelor realizate prin deformare ori prin turnare
prezintă avantaje şi dezavantaje. În general, superaliajele turnate au mărimea grăunţilor mai
mare, o mai mare putere de segregare a aliajelor şi caracteristici deosebite la rupere şi fluaj.
Superaliajele forjate sunt în general mult mai uniforme, cu structura fină şi cu proprietăţi
remarcabile la oboseala şi întindere.
Superaliajele pe baza de Ni şi Fe-Ni conţin faza ‘ dispersata într-o matrice de tip , iar
rezistenţa este o funcţie a fracţiei volumice (Vf) ‘ (figura 9.3). Cel mai mic conţinut al fracţiei
volumice Vf ‘ ( 0.35) se găseşte la superaliajele pe baza de Fe-Ni şi Ni de prima generaţie ,
unde Vf ‘ este în general mai mică de 0,25 (25% vol). În superaliajele pe baza de Ni, faza ‘
este în mod normal sferica la aliajele cu fracţie volumică mică Vf ‘ dar de multe ori poate fi şi
cubica la aliajele cu fracţie volumică mai mare Vf ‘ ( 0,35).
Rezistenţa acestor superaliaje este controlata de distribuţia intergranulară, iar
rezistenţa utilizata în aliajele policristaline este determinata de condiţiile limitei dintre grăunţi, în
mod particular fiind afectata de morfologia fazei de carbura şi de distribuţia acesteia. Proprietăţi
satisfăcătoare sunt realizate prin optimizarea fracţiei volumice Vf ‘ şi a morfologiei in conjuncţie
cu dispersia discreta a carburilor globulare de-a lungul limitei de grăunte. Carburile discontinue
(celulare) ale fazei ‘ aflate la limita de grăunte măreşte aria suprafeţei şi reduce drastic viata
ruperii neafectând rezistenţa la tracţiune şi la fluaj.
Superaliajele forjate pe baza de Ni şi Fe-Ni sunt prelucrate astfel încât să aibă
proprietăţi optime la întindere şi oboseala. Când sunt utilizate aliaje forjate în aplicaţii cum ar fi
realizarea paletelor turbinelor de gaz la presiune ridicata, tratamentele termice aplicate
aceloraşi aliaje cu compoziţie nominala sunt realizate pentru a îmbunătăţii ruperea la fluaj. În
mod excepţional, compoziţia nominala a aliajelor de tip IN-100 ori Udimet 700 / Astroloy variază
daca acestea sunt folosite în condiţii de turnare ori forjare.
159
Rezistenţa la fisurare creste odată cu creşterea fracţiei volumice Vf ‘, pe când
ductilitatea tinde să se deplaseze în direcţia opusă. Rezistenţa tinde să crească pe măsură ce
mărimea ‘ este redusă, în multe cazuri fiind optimizata la o granulometrie cuprinsă între 0,2 şi
0,5 m. Rezistenţa la rupere la fluaj pentru o compoziţie data este direct legata de fracţia
volumică Vf a particulelor fine ‘. De exemplu, aliajele de turnatorie clasice au mărimea
grăunţilor ‘ mai mare pe când aliajele forjate reţin o cantitate semnificativă de particule ‘ mari
după aplicarea tratamentului termic. Multe particule mari ‘ pot fi înlocuite cu particule fine ‘
prin aplicarea unui tratament termic special. Figura II.1.3. prezintă influenţa fracţiei volumice
asupra rezistentei superaliajelor pe baza de Ni cu grăunţi columnari. Aşa cum se poate
observa, optimul rezistenţă la fluaj - rupere este realizat odată cu maximizarea fracţiei volumice
a particulelor fine ‘. Pentru aplicaţii la temperaturi mai mici unde limita de curgere ori limita la
rupere sunt factorii critici, se obţin particule fine ‘, dar particulele de mărime dubla
(granulometrie uniforma şi fină) sunt de preferat deoarece tind să se disperse prin alunecare şi
se poate reduce sensibilitatea la fisuri. Un program complex de tratamente termice aşa
numitele tratamente termice yo-yo, au fost realizate pentru a produce o dispersie apropiata a ‘
cu o distribuţie corespunzătoare a carburilor în aliajele forjate.
Figura II.1.3. Durata ruperii la fluaj funcţie de fracţia volumică Vf al particulelor fine ’. Sursa:
J.J.Jackson, et al.: The Effect of Volume Percent of Fine ’ on Creep in D.S. Mar-M200+Hf, Trans., 8A(1977),1615-1620.
160
Deşi în general tratamentele termice standard sunt etape succesive de descreşteri de
temperatură, câteva tratamente termice folosesc una sau mai multe regimuri de temperatură de
îmbătrânire. De asemenea, aliajele de turnatorie pot fi tratate termic pentru a îmbunătăţii
rezistenţa, palele de turbină turnate sunt solicitate termic pentru a se putea evalua
omogenitatea suprafeţei. Mai mult, aceste părţi de obicei pot fi acoperite pentru a proteja
suprafaţa prin una sau mai multe cicluri de îmbătrânire de la 1145 oK la 1366 oK pentru a putea
stabiliza depunerea. Fracţia volumică admisibilă este data de compoziţie, dar distribuţia actuală
a particulelor ‘ este influenţată de numărul, nivelul, succesiunea şi durata tratamentului termic.
Dimensiunea ‘ poate fi influenţată prin gradul de răcire, timp şi temperaturi de îmbătrânire. În
cazul discurilor turbinelor de gaz pentru avioane unde diametrul găurii interioare este strâns
legata de miezul subţire şi de diferite grade de răcire obţinute pentru fiecare zona, aceste
dimensiuni devin nişte variabile importante în relaţia structura / proprietăţi.
Dimensiunea grăunţilor influenţează de asemenea rezistenţa superaliajelor, aşa cum
am mai subliniat anterior. Este de preferat o dimensiune a grăunţilor uniformă dar este greu de
obţinut în condiţiile de turnare structurala sau de forjare convenţională.
Mărimile grăunţilor rezultate prin forjare izotermică, în particular a lingourilor din pulberi
sunt în general uniforme. Mărimi de grăunţi dubli, în particular o structura de tip ―lanţ‖ a
grăunţilor, au fost obţinuţi în cazul unor aliaje comerciale (Rene 95), având o combinaţie buna
de proprietăţi.
Dimensiunea grăunţilor rezultata la forjarea izoterma, în particular a biletelor din
pulbere este uniforma. Dimensiuni duble ale grăunţilor, în particular o structură ―colier‖ a
grăunţilor mai mici , au fost obţinute la unele aliaje comerciale pentru discuri (Rene 95), cu o
combinaţie bună de proprietăţi. Dimensiunile grăunţilor după ASTM 12 sunt vizibile în cazul
aliajelor pe baza de Ni în cazul discurilor de turbine pe gaz realizate din pulberi, mai mult
aliajele sub forma de tabla subţire tind să aibă dimensiunea grăunţilor conform ASTM 4 la 6 , ca
şi discurile convenţionale din aliaje de turbine forjate. Obţinerea unor granulaţii fine în aliajele
forjate a fost realizata la temperatura camerei şi la o limita de curgere cuprinsă între 1034 şi
1103 MPa. Rezistenţa la oboseala influenţează dimensiunea grăunţilor. Îmbunătăţirea direcţiei
acestora variază în funcţie de tipul de oboseală daca este o oboseală ciclică mare, în cazul
oboselii ciclice mici, apar fisuri ori propagarea acestora (da/dN). La o temperatură dată,
propagarea fisurilor creşte (devine mai săracă) cu grăunţi mai fini. Optimul tenacităţii la rupere
161
se evidenţiază prin propagarea fisurilor şi este atins prin echilibrarea dimensiunilor grăunţilor,
întâlnit la superaliajele pe baza de Ni.
Grăunţii sunt părţi turnate ale aliajelor pe baza de Ni şi Co care pot fi obţinuţi aproape
uniform. Nu sunt doriţi grăunţi mari sau foarte fini, din moment ce optimul ruperii la fluaj şi al
oboselii este nerealizabil în cazurile dimensiunilor extreme ale grăunţilor. S-au găsit mărimile
uniforme ale grăunţilor ca fiind cuprinse între 1/32 şi 1/8 inch. La turnarea structurala a aliajelor
pe baza de Fe-Ni se obţin diferite tipuri de dimensiuni de grăunţi datorate efectului de transfer
de căldura asociata cu efectele geometrice de turnare. Tratamente termice aplicate la turnare
implica variaţii ale mărimii grăunţilor şi pot produce efecte adiţionale datorita variatei mărimii ‘
Figura II.1.4.Efectul îmbătrânirii asupra rezistenţei la rupere şi ductilităţii pentru aliajul de vitaliu
turnat, la 1088 K/138 Mpa. Sursa: N.J. Grant and J.R. Lane: Carbide reaction în High Temperature Alloys, Trans. Am. Soc for Mets., 44 (1952) 113-137.
Natura călibilităţii carburilor în superaliaje nu este aşa de bine definită ca şi faza ‘ .
Rolul limitei de grăunte celulara sau globulara a fost determinat în superaliajele pe baza de Ni şi
Fe-Ni. Natura şi mărimea durcisării limitei de grăunte nu este foarte bine evidenţiata în
superaliajele pe baza de Co iar contribuţia precipitării matricei de carbura care duce la
durificarea aliajului nu este foarte bine definită pentru nici un alt sistem de superaliaje. Carburile
162
şi borurile pot juca un rol similar. La limita de grăunte, în superaliajele de Co, carburile au rolul
de a opri alunecarea şi migrarea limitei de grăunte. În superaliajele pe baza de Co cu conţinut
mare de C, reţeaua carburilor pot suporta o parte a sarcinii la fel ca şi consolidarea obţinută
într-un compozit. Unele îmbunătăţiri ale duratei de rupere pentru superaliajele turnate pe baza
de Co au fost realizate prin îmbătrânire cu reducerea suprasaturaţiei C prin precipitarea
matricilor adiţionale de carbura (figura II.1.4).
Schimbările la temperatura camerei a rezistentei şi ductilităţii superaliajelor pe baza de
Co au fost corelate cu precipitarea carburilor fine de tip M23C6. Comportamentul superaliajelor
pe baza de Co la îmbătrânire poate fi diferit, fiind posibil un număr de reacţii ale carburilor.
Efectul îmbătrânirii depinde de material care poate fi în stare turnata ori dizolvat.
II.1.5. Influenţa mediului asupra superaliajelor
În general, superaliajele reacţionează cu oxigenul, iar oxidarea este principalul efect al
acestor aliaje. La temperaturi moderate, mai mici de 1145 oK, oxidarea uniforma nu este o
problema. La temperaturi mai înalte, superaliajele comerciale pe baza de Ni şi Co sunt atacate
de oxigen. Nivelul rezistentei la oxidare la temperaturi mai mici de 1255oK este în funcţie de
conţinutul de Cr (cu formarea Cr2O3 ca strat protector); iar la temperaturi mai mari de 1255oK Cr
şi Al contribuie la protecţia împotriva oxidării. Al conduce la formarea unui strat protector de
Al2O3. Nivelul ridicat de Cr, şi mai redus de Al poate fi realizat prin formarea unui strat protector
de Al2O3. Din moment ce nivelul de Al în multe aliaje este insuficient pentru a se realiza o
protecţie cu Al2O3 de durata lunga, se aplică depunerile protective. Aceste depuneri pot preveni
de asemenea atacurile selective care distrug limitele de grăunte şi suprafaţa carburilor şi opresc
oxidarea internă ori substratului de O2/N2 cu dispariţia fazei ‘, proces care este de preferinţă
ocolit în superaliajele pe baza de Ni.
În condiţii de temperatură scăzută, 1145oK, oxidarea accelerata poate fi evitata în
superaliaje prin utilizarea unor fluxuri. Una dintre cele mai bine cunoscute procese de oxidare
accelerată este coroziunea la cald (cunoscuta sub denumirea de sulfadare). Procesul de
coroziune la cald este împărţit în doua regimuri: la temperatura joasă şi la temperatura înaltă.
Principala metoda de combatere a coroziunii la cald este utilizarea unui conţinut ridicat de Cr (
20 %) în aliajele de baza. În timp ce superaliajele pe baza de Co şi unele dintre superaliajele pe
163
baza de Fe-Ni au un conţinut de Cr cuprins în acest interval, o mare parte dintre superaliajele
pe baza de Ni, nu au, în timp ce nivelul ridicat de Cr nu este compatibil cu nivelul ridicat de Vf ’
cerut. Depunerile care protejează metalul de baza, şi câteodată inhibitorii de mediu, sunt
utilizaţi pentru a controla atacul în superaliajele pe baza de Ni cu rezistenţa mare.
Tensiunile datorate fisurilor de coroziune pot fi îndepărtate din superaliajele pe baza
de Ni şi Fe-Ni la temperaturi scăzute. Pentru aceleaşi tipuri de aliaje s-a observat fragilitatea
hidrogenului la temperaturi criogenice.
II.1.6. Efecte de expunere
În general, superaliajele se comporta ca sistemele de aliaje expuse termic în timpul
testării ori funcţionarii cu unele diferenţe datorate de natura precipitatului ‘. Majoritatea aliajelor
cu faze secundare trec printr-o degradare datorata coalescentei fazei secundare care reduce
eficacitatea. Acest comportament se întâlneşte la superaliaje şi se manifesta prin fenomene ca
aglomerarea şi aspectul grosier al fazei ‘, precipitarea carburilor şi formarii învelişului fazei ‘
.Superaliajele pot avea o tendinţă de formare a unei faze secundare mai puţin dorită cum ar fi
faza . Aceasta fază nedorită reduce calitatea superaliajelor din care face parte (figura II.1.5)
datorita proprietăţilor inerente şi /ori consumului de elemente menite pentru fazele şi ‘.
Unele dintre aceste faze pot fi evitate prin deformare, prin controlul compoziţiei date de numărul
de vacante (Nv). Formarea structurilor compacte, cum ar fi faza , Laves şi s-au determinat a
fi în legătură cu vacantele electronilor în exces în elementele de tranziţie pe bază de metale
cum ar fi Fe, Ni şi Co. Adăugând valorile lui Nv la elementele de aliere a matricei , poate fi
calculată valoarea lui Nv pentru faza iar experimental, limitele pot fi astfel alese în cazul unor
compoziţii date pentru a se asigura eliminarea fazei compacte în limite de timp rezonabile. Din
păcate nu s-au considerat aplicabile aceste calcule simple pentru formarea fazei ori , care
pot fi dăunătoare în cazul unor morfologii cunoscute.
Schimbările morfologice în faza ‘ se realizează odată cu expunerile la diferite
temperaturi. Cea mai comuna faza grosiera şi aglomerata este faza ‘ supusă la tensiuni.
Supraîncălzirea poate cauza o îngroşare accelerată la fel ca şi dizolvarea unor faze fine de ‘.
Proprietăţile în astfel de cazuri pot să se înrăutăţească dar atunci când supraîncălzirea este mai
164
înceată, reprecipitarea fazei fîne ‘ se realizează cu revenirea la temperatura normala.
Recuperarea nu se realizează în cazul unei alte expuneri termice a structurii topologice
compacte, fazelor ori în superaliaje. Se poate realiza recuperarea prin expunere termica
după o precipitare excesiva a carburilor cum se poate întâlni în cazul superaliajelor pe baza de
Co ori după îngroşarea fazei ‘ întâlnite la superaliajele pe baza de Ni şi Fe-Ni. În aceste cazuri,
este obligatoriu un tratament termic şi îmbătrânire pentru a se îmbunătăţii proprietăţile.
Utilizarea presării izostatice la cald plus tratamentele de îmbătrânire ale superaliajelor expuse
au sugerat câteva îmbunătăţiri care pot fi realizate în unele condiţii impuse.
Figura II.1.5. Efectul formarii fazei în faza - scăderea căldurii - căldura liberă (controlînd Nv) în timpul reducerii vietii la rupere a superaliajului ÎN-100 la 1088 oK. Sursa: R.L.Dreshfield
and R.L Asbrook: Sigma Phase Forma tion and Its Effect - on Stress Rupture Properties of ÎN-100, Tech Note D-5185, NASA, Cleveland, OH (April 1969).
II.1.7. Topirea
Un număr de superaliaje, în mod particular cele pe baza de Co şi Fe-Ni , sunt topite în
aer prin diverse metode aplicate şi otelurilor inoxidabile. Mai mult, în cazul superaliajelor pe
baza de Ni şi Fe-Ni topirea cu inducţie în vid este realizata ca o faza iniţială de topire. Utilizarea
topirii cu inducţie în vid reduce nivelul gazelor interstiţiale (O2, N2), dind posibilitatea unui control
mai bun a Ti şi Al, a contaminării cât mai mici din zgura ori a formării drossurilor decât în cazul
topirii în aer. Beneficiile conţinutului redus de gaze şi abilitatea de a controla Al şi Ti sunt
165
reprezentate în figurile II.1.6. şi II.1.7. Retopirea în vid cu arc electric şi retopirea în baie de
zgura sunt tehnici secundare de topire.
Procesul de topire cu inducţie în vid este folosit în general ca un proces de bază la
superaliaje, şi este singurul proces folosit în cazul când se produc materiale supuse modelului
fuzibil. Lingourile realizate prin topire cu inducţie în vid au dimensiunea grăunţilor neuniformă,
retasuri şi segregări ale elementelor de aliere. Aceşti factori nu creează probleme în producerea
materiilor primare care vor fi apoi retopite pentru turnare, ca şi factorii care restricţionează
prelucrabilitatea la cald ale aliajelor forjate de tipul Incoloy 901, Waspoloy, Înconel 718 şi
Astroloy. Aceste probleme se pot rezolva prin utilizarea procesului de topire cu inducţie în vid
urmat de retopirea cu arc electric în vid şi retopirea în baie de zgură.
Figura II.1.6. Îmbunătăţirea duratei de rupere la 1145oK /172 MPa prin reducerea conţinutului de oxigen realizată prin topire în vid. Sursa: W.E.Jones:Vacuum Înduction Meltîng-Process
În unele superaliaje pe baza de Ni cu fracţii volumice Vf ’ ridicate , chiar şi topirea cu
inducţie în vid - retopire cu arc electric în vid ori topirea cu inducţie în vid – retopire în baie de
zgura nu prezintă o structură satisfăcătoare a lingoului pentru ca acesta să fie prelucrat la cald.
Astfel de superaliaje nu au fost elaborate prin metalurgia pulberilor. Recentele progrese în
tehnologia de topire / turnare a lingourilor cum ar fi retopirea cu arc electric dublu în vid apar a
fi promiţătoare pentru o afinare structurala suficienta care să permită realizarea unor lingouri cu
rezistenţa ridicata pentru ca apoi să fie supuse extrudării şi forjarii.
166
Retopirea / afinarea cu fascicul de electroni a fost considerat un proces alternativ
pentru îmbunăţirea proprietăţilor şi a prelucrabilitatii superaliajelor pe baza de Ni şi Fe-Ni.
Printr-o scădere continuă a impurităţilor şi o reducere drastică a conţinutului de
drossuri / incluziuni, retopirea cu fascicul de electroni poate îmbunătăţii proprietăţile de turnare
ori poate îmbunătăţii lingourile pentru prelucrarea la forjare.
Figura II.1.7. Efectul topirii în vid , cu modificări benefice a compoziţiei chimice şi asupra proprietăţilor a doua tipuri de superaliaje pe baza de Ni .Sursa: F.M.Richmond:The Effect of Vacuum Meltîng on the High-Temperature Properties of Nickel-Base Superalloys, în High
Temperature Materials, J.Wiley, NY (1959), 407-426.
În general, topirea superaliajelor pe baza de Co nu necesita o tehnica sofisticata de
elaborare în vid. În mod obişnuit este folosit procesul de topire cu inducţie în aer , dar topirea cu
inducţie în vid şi retopirea în baie de zgura şi-au găsit aplicaţii, ultimul proces fiind folosit pentru
a produce semifabricate pentru procesele de deformare care vor urma. Aliajele care conţin Al şi
Ti (J-1570) şi Ta ori Zr (Mar-M302, Mar-M509) trebuiesc topite prin procesul de topire cu
inducţie în vid. Topirea în vid a altor superaliaje pe baza de Co pot îmbunătăţii proprietăţile cum
ar fi rezistenţa şi ductilitatea pentru a îmbunătăţii puritatea şi controlul compoziţiei asociate cu
Principalele metode utilizate la deformarea superaliajelor sunt extrudarea, urmata de
forjare, şi extrudarea îmbinărilor urmată de laminare. Procesabilitatea este o funcţie directa a
compoziţiei chimice şi a structurii lingourilor turnate. Reducerea dimensiunilor produselor
extrudate sau îmbinate implica unele deformări care permit omogenizarea aliajelor în timpul
procesului de recoacere prioritar la finalul procesului. Extrudarea poate fi utilizată pentru a
controla dimensiunea grăunţilor aşa ca se poate realiza forjarea izotermică / superplastică. Nu
toate tipurile de aliaje sunt produse cu costuri reduse. Forjarea este principala operaţie aplicată
superaliajelor pe baza de Ni şi Fe-Ni, în mod particular aceste superaliaje sunt realizate prin
forjare sub presiune sau prin matriţare la cald. În general, forjarea se realizează la o
temperatura oscilanta semifabricatul fiind transferat din cuptorul de preîncălzire într-o matriţă
care are o temperatura mai mica. În ultimii ani, forjarea izoterma a fost realizata prin izolare şi /
sau încălzire pentru a obţine părţi şi matriţe forjate la o temperatură aproximativ constantă.
La procesele de forjare se folosesc matriţe deschise şi în general exceptând forjarea
izotermică / superplastică sunt necesare mai multe etape de forjare. Laminarea este de
asemenea un proces de reducere în mai multe trepte. Extrudarea, daca este folosita pentru a
produce articole comerciale poate o operaţie cu o singura etapă.
Produsele extrudate, cu dimensiuni ale grăunţilor uniforme sunt recoapte, altfel
prelucrarea la rece poate fi utilizata pentru unele superaliaje pentru operaţii la temperaturi
înalte. Operaţia de forjare poate fi descrisă de una sau doua filozofii. Un prim obiectiv, când
costurile devin un factor determinant este producerea unei forme geometrice. O a doua
abordare este realizata cu scopul de a obţine o analiza microstructurală, în urma elaborării
termomecanice. Vaste studii cu privire la forjarea superaliajelor pe baza de Ni şi Fe-Ni au
permis dezvoltarea unei structuri parţiale sau total recristalizate cu diferite conţinuturi de energii
acumulate.
Realizarea precipitării normale în cazul fazelor călibile şi a altor compuşi intermetalici
de exemplu faza sau , a fost folosita pentru un control al proprietăţilor structurii finale la
forjare ori printr-un tratament termic post-forjare. Datorita fazei ‘ care este un inhibitor în cazul
dezvoltării grăunţilor, tratamentul termic aplicat la temperaturi relativ apropiate la faza ‘ la
temperaturi de formare a soluţiilor a fost utilizat pentru a realiza o structura foarte fină care
poate fi forjată superplastic la temperaturi rezonabile.
168
Compoziţia poate afecta forjabilitatea superaliajelor. De exemplu, pot apărea fisuri
datorate existentei unor elemente detectabile cum ar fi S, în acest caz, elemente ca Mg şi Ce
sunt adăugate în unele aliaje pentru a se îmbunătăţii forjabilitatea. Nitrurile şi carburile de formă
alungită ori de compuşi segregaţi cum ar fi pot realiza o depreciere a proprietăţilor şi / ori a
fisurilor în timpul forjarii. Tabelul II.1.4. ne prezintă câteva valori calitative ale forjabilităţii ale
superaliajelor turnate şi forjate.
Pentru compoziţii chimice date ale unor aliaje deformabile, mărimea şi morfologia fazei
‘, dimensiunea grăunţilor şi cantităţile de reziduuri rezultate din procesele cald / rece afectează
rezistenţa la întindere. Rezistenţa la rupere pentru o compoziţie data este mai degrabă o funcţie
a mărimii grăunţilor. Controlul microstructural a fazei ‘ (şi a carburilor) este asociat cu condiţiile
de lucru sub temperatura de dizolvare a fazei ‘. Alte tipuri de aliaje prefera o mărime a
grăunţilor uniforma şi fină (ASTM 5-8) şi o distribuţie aproape bimodală a fazei ‘ pentru o mai
buna rezistenţa .
Superaliajele pe baza de Co au fost extrudate şi forjate (de exemplu S-816) dar, o
parte din superaliajele pe baza de Co forjate (de exemplu Haynes 25 şi Haynes 188) sunt
folosite sub forma de coli de tabla. Producerea acestora prin retopire în baie de zgura a fost
utilizata pentru a putea produce lingouri cu structura favorabila pentru superaliajele pe baza de
Co. Producerea superaliajelor pe baza de Co prin procedeul TMP nu se practică datorită
ductilităţii care este restricţionată în aliajele cu conţinut mare de carbon şi datorita absentei unor
compuşi intermetalici durificatori benefici cum ar fi faza ‘, care sunt necesari pentru a avea un
control asupra mărimii grăunţilor.
II.1.9. Elaborarea superaliajelor prin metalurgia pulberilor
Tehnicile de producere prin metalurgia pulberilor sunt folosite în mod special pentru
producerea superaliajelor. În cazul aliajelor de tip ÎN-100 folosite pentru realizarea discurilor de
turbină ale avioanelor, care sunt greu şi chiar imposibil de forjat prin metode convenţionale, au
fost produse prin metalurgia pulberilor. Pentru producerea pulberilor s-a folosit o atmosfera
inertă, prin o atomizare cu gaze, iar pulberea a fost apoi compactate prin extruziune ori prin
presare izostatică la cald. De asemenea, presarea izostatică la cald mai este folosita pentru a
produce forme directe pentru semifabricate sau pentru blocurile supuse forjarii. Blocurile
169
extrudate ori presate izostatic sunt de obicei forjate izotermic fiind pregătite pentru prelucrarea
finală. Segregarea minimă, dimensiunea mica a incluziunilor, abilitatea de a folosi compoziţii cu
fracţii volumice mari şi uşurinţa de a controla mărimea grăunţilor sunt principalele avantaje în
cazul elaborării superaliajelor prin metalurgia pulberilor.
Metodele de elaborare prin metalurgia pulberilor au fost de asemenea utilizate în cazul
aliajelor pentru producerea paletelor de turbine datorită rezistenţei de dispersie a oxizilor.
Alierea mecanică este principala metodă pentru introducerea combinaţiei energie de deformare
/ oxizi pentru realizarea unor proprietăţi deosebite.
Tabelul II.1. 4. Gradul de forjabilitate al superaliajelor (dupa R. Galipeau and R. Sjoblad, Mats.
Eng., Sept. 1967)
Aliaj Temperatura de forjare, oK Forjabilitate
A-286 1339 Excelenta
Înconel 901 1366 Buna spre excelenta
Hastelloy X 1366 Excelenta
Waspalloy 1353 Buna
Înconel 718 1339 Excelenta
Astroloy 1366 Slaba spre buna
Tehnologia de solidificare rapida a fost aplicata pentru a produce superaliaje înalt
aliate (cu o fracţie volumică Vf ‘ mare) şi are o vasta aplicabilitate în cazul turbinelor de gaz.
Aliajele cu rezistenţa de dispersie a oxizilor şi cele solidificate rapid pot beneficia de pe urma
creşterii cristalelor în acceaşi măsură ca şi aliajele turnate direcţional. Recristalizarea
direcţională a fost utilizată în cazul aliajelor cu rezistenţă de dispersie a oxizilor pentru a se
realiza o orientare favorabilă a grăunţilor policristalini cu grăunţi alungiţi paraleli cu axele cu
alimentare.
II.1.10. Modelul fuzibil
Superaliajele pe baza de Co şi cele cu fracţie volumică mare pe baza de Ni sunt
procesate în forma lor finală prin metoda modelul fuzibil. Modelul fuzibil permite răcirea internă
170
şi realizarea de cavităţi şi de forme apropiate cu dimensiuni foarte exacte. Majoritatea
modelelor fuzibile sunt produse policristaline mici care pot avea o greutate de mai puţin de 0,5
kg până la câteva kg, iar modele fuzibile mari sunt la câţiva cm în diametru până la câteva sute
de kg în greutate. Cel mai uzual aliaj turnat folosit în obţinerea unor beneficii este aliajul Inconel
718; o mare parte a aliajelor sunt turnate ca părţi mici în forme policristaline. În ultimele decenii,
s-a îmbunătăţit designul formei de turnare şi a miezului precum şi controlul mărimii grăunţilor şi
al incluziunilor manifestate prin îmbunătăţirea curgerii la turnare şi, ocazional, îmbunătăţirea
proprietăţilor părţilor turnate. Porozitatea la turnare s-a dovedit a fi o problema în unele părţi ale
secţiunii şi chiar şi în cazul unor aliaje cu fracţie volumică mare Vf ‘.
Presarea izostatică la cald este folosită în cazul metalurgiei pulberilor şi a fost aplicata
cu succes în multe cazuri pentru a elimina porozitatea din interior, în mod particular la
superaliajele turnate pe baza de Fe-Ni şi Ni. În cazul turnării avansate prin presare izostatică la
cald rezulta în general o rezistenţa la oboseala şi la fluaj deosebita.
Tehnologia de turnare continuă este principalul proces acceptat de producere al
superaliajelor. Structura columnară a grăunţilor a fost realizata prin fluxul termic unidirecţional
din cuptor în timpul ciclului de solidificare. A fost realizata o îmbunătăţire semnificativă a
proprietăţilor pentru mai multe tipuri de aliaje: module paralele cu direcţia de creştere naturală
sunt mici, în general ductilitatea este crescută, iar rezistenţa la rupere / fluaj este îmbunătăţităi
prin eliminarea limitei de grăunte transversală. O tehnologie de extindere logică a grăunţilor
columnari este producerea monocristalelor pentru turbinele de gaz ale aripilor de avioane.
Eliminarea limitelor de grăunte şi ajustarea compoziţiei chimice a aliajelor se poate realiza prin
absenta limitelor de grăunte rezultată din îmbunătăţirea rezistenţei. Turnarea direcţională a
monocristalelor da o flexibilitate a compoziţiei şi deschide posibilitatea unei îmbunătăţii a
superaliajelor pe baza de Ni cu rezistenţa ridicata.
De asemenea, superaliajele pe baza de Co pot fi solidificate direcţional având structuri
cu grăunţi columnari, fiind turnate ca şi părţile policristaline. Obţinerea superaliajelor pe baza de
Co monocristalîne poate fi posibilă dar încă nu s-a studiat aceasta posibilitate.
171
II.1.11. Sudarea
Superaliajele pe baza de Co pot fi sudate cu o instalaţie de sudare cu arc electric cu
electrod metalic cu gaz ori printr-o instalaţie de sudare cu arc electric cu electrod de W cu gaz.
Aliajele turnate cum ar fi WI-51 şi aliajele forjate cum ar fi Haynes 188 pot fi sudate. Metalele de
adaos în general, au fost mai puţin aliate decât aliajele pe baza de Co sub forma de sarma.
Tablele realizate din superaliaje pe baza de Co sunt de asemenea sudate cu ajutorul tehnicii cu
rezistenţa. Paletele turbinelor de gaz care se fisurează în timpul funcţionării sunt recondiţionate
prin sudare utilizând tehnica de mai sus (de exemplu: paletele WI-51 utilizează o sârmă de
adaos de tip Haynes 25 la o temperatura de 811o K). Metode asemănătoare de preîncălzire
sunt necesare la sudarea cu arc electric cu electrod metalic sau de W cu gaz pentru a
îndepărta fisurile la cald. Sudarea cu fascicul de electroni şi cu arc electric în plasma poate fi
folosita în cazul superaliajelor pe baza de Co dar de obicei nu se solicita aceste tipuri de sudare
deoarece aceasta clasa de aliaje nu este sudabila.
Superaliajele pe baza de Ni şi Fe-Ni sunt mai puţin sudabile comparativ cu
superaliajele pe baza de Co.
Datorita prezentei fazei de consolidare, aliajele tînd să fie sensibile la fisuri la cald
(fisuri de sudare) şi la fisuri apărute în urma tratamentului termic după sudare, şi la fisuri de
întârziere ori de deformare.
Fisurile la cald se întâlnesc în zonele afectate de încălzirea la sudura, şi extinderea
fisurilor variază odată cu compoziţia chimică a aliajelor şi cu reţinerea sudurii, superaliajele pe
baza de Ni şi Fe-Ni au fost sudate prin tehnicile de sudare cu fascicul de electroni, cu laser, cu
arc electric cu electrod metalic cu gaz ori printr-o instalaţie de sudare cu arc electric cu electrod
de W cu gaz, sau cu arc electric în plasma. Metalele de adaos, când sunt folosite, sunt slabe,
aliajele austenitice ductile micşorând posibilitatea de fisurare la cald.
Sudarea este condiţionată de aliajele cu fracţie volumică mică Vf ’ ( 0.35) în general
în condiţii de forjare. Aliajele de turnătorie nu sunt sudabile atunci când se solicită metale de
aliere, ca şi în cazul recondiţionării unor părţi componente. În astfel de aliaje se utilizează cu
succes sudarea cu fascicul de electroni. Sudarea la fricţiune şi înerţie este de asemenea
aplicata în cazul aliajelor cu fracţie volumică mică.
Datorită mecanismului lor de consolidare ‘, multe superaliaje pe baza de Ni şi Fe-Ni
sunt sudate în condiţii de tratament termic în soluţie. S-au folosit tratamente termice speciale
172
pentru unele aliaje. În cazul aliajului Inconel 718 care are caracteristici unice de sudare cum ar
fi faza de durcisare ‖, care precipita la o temperatură mai mică decât faza ‘ deci deformarea
asociată sudării trebuie să fie redistribuită mai mult în metalul sudat şi în zona afectata de
căldura sudurii. Aliajul este sudat în condiţii de tratament termic în soluţie şi este dată de forma
tensiunilor după sudare şi de tratamentul de îmbătrânire care provoacă precipitarea fazei ‖.
Unele aliaje, de exemplu A-286, sunt dificil de sudat în ciuda nivelului moderat a întăritorului ‘.
Metodele de sudare pentru superaliaje trebuie să ţină cont nu numai de fisurile la cald
ci şi de fisurile datorate tratamentului termic după sudare, în particular şi de microfisuri
deoarece sunt greu de detectat. Rezistenţa la întindere şi tensiunea la rupere sunt greu
afectate de microfisuri, dar rezistenţa la oboseala poate fi puternic redusă.
Pe lângă tehnicile prezentate mai sus, aliajele pe baza de Ni şi Fe-Ni mai pot fi sudate
şi prin rezistenţa când se găsesc sub forma de tabla; prin lipire, legaturile prin difuzie şi
legaturile în faza lichida tranzitorie au fost de asemenea folosite în cazul acestor aliaje. Lipiturile
tind a fi mult mai ductile decât sudurile; legaturile prin difuzie ale superaliajelor nefiind
realizabile. Principalele caracteristici ale legaturilor în faza lichida tranzitorie care se produc
sunt integritatea excelenta, de altfel la o temperatura mai mica, legaturile se realizează ca şi la
lipire, o ulterioară difuzie realizându-se la temperatura de realizare a legăturii.
II.1.12. Domenii de utilizare ale superaliajelor
Superaliajele sunt utilizate sub formă turnată, laminată, extrudată, forjată ori realizate
prin metalurgia pulberilor. Formele de comercializare sunt: tablă, bare, discuri, recipienţi de
presiune, aripi de avion. Aceste metale au fost folosite la avioane, la turbine industriale şi cu
gaz pentru marină, reactoare nucleare, pentru structuri la nave spaţiale, petrochimie şi pentru
protecţia mediului. De asemenea pot fi utilizate şi pentru aplicaţii la temperaturi înalte, unele
chiar la temperaturi criogenice. Din superaliajele pe baza de Co se realizează proteze
ortopedice şi dentare. Domeniile de utilizare ale superaliajelor continuă să se extindă, dar cele
din domeniul aerospaţial rămân cele mai uzuale aplicaţii.
173
II.2 TEHNICI DE ELABORARE A SUPERALIAJELOR
În ultimele studii realizate în ultimii 20 de ani, atenţia a fost concentrată asupra
pieselor de turbine cu gaz ale avioanelor, care au crescut în mărime şi eficienţă. Creşterea
eficienţei s-a datorat ambelor materiale precum şi îmbunătăţirii designului. Îmbunătăţirea
proprietăţilor la temperatură ridicată a materialelor, se refera în general la superaliajele de Fe,
Co şi Ni.
Termenul de superaliaj este un termen general care poate fi folosit pentru o varietate
mare de materiale. Pentru a ne putea concentra asupra proceselor de topire cu semnificaţie
comercială, superaliajele se pot defini ca un grup de aliaje pe baza de Fe, Ni sau Co, care au
proprietăţi de rezistenţa la temperaturi ce depăşesc 426oC. Aceste aliaje pot avea o rezistenţa
la coroziune excelentă la temperaturile de lucru. Câteva exemple de astfel de superaliaje cu
specificaţii comerciale sunt date în tabelul II.2.1.
În tabelul II.2.1. pe lângă compoziţia nominală pentru diferite tipuri de aliaje, sunt
prezentate şi un grup de aliaje clasificate după tipul de structura: austenitică sau martensitică.
La rândul lor, cele două tipuri de aliaje se împart după unele caracteristici ale materialelor:
compoziţie, rezistenţă, etc. În categoria aliajelor austenitice, materialele de călire precipitate de
tipul I sunt aliajele pe baza de Ni, caracterizate prin precipitarea carburilor şi prin faza de
durificare gama prim. Materialele de călire austenitice de tipul II precipitate sunt de obicei
aliajele Fe-Ni durificate cu faza gama prim, şi prin precipitarea compuşilor Ni3Cb ori Ni3Ti.
Materialele de tipul I conţin carburi şi sunt predispuse la precipitarea compuşilor intermetalici
cum ar fi fazele Laves şi Mu. Ambele tipuri de materiale I şi II sunt folosite ca elemente de
constructie principala funcţie a lor este de a îmbunătăţii rezistenţa acestora la temperaturi
ridicate. În general vorbind, materialele de tipul II sunt folosite la temperatură peste 648oC pe
când materialele de tipul I au o temperatura de lucru mai mare în jurul a 760oC.Din categoria
174
materialelor de rigidizare în soluţie solidă de tipul III fac parte aliajele pe baza de Ni ori Co
acestea rigidizare realizându-se prin călire în soluţie şi prin precipitarea carburilor. Multe dintre
aceste materiale sunt produse din tablă subţire pentru elemente de construcţie care necesită o
foarte bună rezistenţă la coroziune. În general, aceste materiale pot fi folosite la temperaturi
chiar mai mari de 926oC.
0
20
40
60
80
100
120
140
160
180
0 2 4 6 8 10 12 14
Bismut, [ppm]
Dura
ta,
[hours
]
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
Alu
ngirea,
[%]
Rezistenta larupere
Reducereasectiunii
Elongatia
Cele trei tipuri de materiale enumerate din categoria aliajelor inoxidabile martensitice
sunt cele pe baza de Fe şi sunt în general utilizate în domeniul de temperatura cuprins între
426 şi 538oC. Materialul pe baza de Cr de tipul I este principalul metal care este utilizat pentru a
obţine o rezistenţă adecvată şi o oxidare nominală la un cost minim. Aliajele modificate cu Cr de
tipul II pot atinge nivele ridicate de rezistenţă prin adaosul molibdenului ori al altor elemente de
călire cu o uşoară creştere a costurilor. Materialele de călire martensitice de tipul III cresc
rezistenţa însuşi prin modificarea compoziţiei pentru a obţine precipitarea în conjuncţie cu
transformarea elementului de durificare.
Aceste materiale, datorita conţinutului ridicat de Cr şi Mo, prezintă o rezistenţă la
coroziune mare faţă de alte celelalte aliaje din categoria aliajelor martensitice.
Figura II.2.1. Efectul bismutului asupra caracteristicilor mecanice ale superaliajelor pe baza de Fe-
Ni la 649 oC/ 689 MPa
175
Tabelul II.2.1. Clasificarea materialelor comerciale cu temperatura ridicată de lucru
Aliaje Exemple Compoziţia chimică, %
C Fe Ni Co Cr Mo W Cb Al Ti B Altele
Austenitic
Tipul I –
calire prin
precipitare
(baza de
Ni)
Waspaloy
Astroloy
0.04
0.04
1.0
1.0
bal
bal
14.0
18.5
19.0
15.0
4.3
5.2
…
…
…
…
1.3
4.3
3.0
3.5
0.005
0.030
0.06Zr
…
Tipul II –
calire prin
precipitare
(baza Fe-
Ni)
UT* 718
UT 901
A -286
0.05
0.03
0.05
19.5
36.5
bal
52.0
42.0
25.0
…
…
…
18.0
13.0
14.0
3.0
5.5
1.3
…
…
…
5.2
…
…
0.5
0.3
0.2
1.0
2.9
2.1
0.003
0.015
0.005
…
…
0.25V
Tipul III –
calirea
solutiei
solide
(Ni şi Co)
UT HX
UT 188
0.07
0.09
18.5
2.0
bal
22.0
2.0
bal
21.0
22.0
9.0
…
0.5
14.0
…
…
…
…
…
…
0.004
0.005
…
0.05La
Otel martensitic
Tipul I –Cr
pur
403 0.12 Bal 0.5 … 12 … … … … … … …
Tipul II –
Mo-Cr
422 0.22 - 0.8 … 12 1.0 1.0 … … … … 0.25V
Jethete
M152
0.14 - 2.7 … 12 1.8 … … … … … 0.30V
Tipul III –
calire prin
precipitare
UT 355 0.12 - 4.3 … 15.5 2.8 …. … … … … 0.10N
II.2.1. Factori care influenţează performanţele superaliajelor
Analizând lista superaliajelor din tabelul II.2.1., se pot observa ca caracteristicile
acestora depind în mod special de compoziţia chimică. Aceste caracteristici care depind de
compoziţia elementelor primare pot fi afectate de alţi factori, cum ar fi gazele reziduale,
incluziunile, şi alte impurităţi care pot fi de natură metalică sau nemetalică. Efectul sulfului
176
asupra ductilităţii la temperaturi ridicate este recunoscut a fi similar cu efectul incluziunilor
asupra rezistentei la oboseala. Chiar şi prezenţa unor cantităţi mici de elemente metalice pot
afecta proprietăţile superaliajelor. Este cunoscut de mult timp efectul benefic al borului asupra
rezistentei la rupere şi fluaj. În figura II.2.1 este prezentat efectul negativ al bismutului asupra
ruperii la superaliajele pe baza de Fe-Ni (Unitemp 618).
0
10
20
30
40
50
60
70
80
900 1000 1100 1200 1300
Temperatura de incercare, [oC]
Re
du
ce
rea
se
ctiu
nii, [%
]
VAR ESR
Mai mult, caracteristicile dorite în superaliaje nu sunt date doar de compoziţia chimică,
ci şi de structura la solidificare. În multe cazuri, proprietăţile finale sunt determinate de structura
de turnare originală, aceasta fiind dată de mărimea grăunţilor, distribuţia fazelor, şi de nivelul şi
gradul defectelor de structura. Importanta structurii şi suprafeţei aliajelor pe baza de Co în
condiţii de prelucrare la cald sunt prezentate în figura II.2.2. Trebuie observate ca aceste
schimbări chimice realizate în timpul topirii au dus la îmbunătăţirea structurii care poate
influenţa prelucrabilitatea la cald. Recunoaşterea importantei compoziţiei cât şi a structurii care
este importantă pentru industria siderurgică care dezvoltă noi tehnologii care combină metode
de topire şi rafinare pentru a produce un material performant cu costuri cât mai scăzute.
Figura II.2.2. Efectul retopirii asupra valorii ductilitatii la cald a lui Gleeble pentru superaliajele pe baza de Co.Conditiile de lucru: gradul de deformare nominal la 20 sec
177
II.2.2. Tehnici de topire
Daca am putea realiza un proces ideal de topire pentru a produce superaliaje de
calitate superioara, ar trebui să ţinem cont de:
Figura II.2.3. Tehnologie avansată de topire şi rafinare a superaliajelor
i. ar trebui să aibă capacitatea de a folosi orice tip de deşeuri şi materiale
prime;
ii. ar trebui supus unui control total compoziţia chimică a elementelor de aliere;
iii. ar trebui să fie flexibil şi adaptat producerii oricărui tip de aliaje, indiferent de
clasă;
iv. ar trebui să fie controlabil din punct de vedere al reacţiilor de rafinare şi de
solidificare;
v. ar trebui să fie izolat de orice sursa de contaminare din punct de vedere al
gazelor, impurităţilor şi a incluziunilor nemetalice ;
vi. ar trebui să fie productiv şi cu costuri mici de operare.
178
Ar trebui la prima vedere să fie imposibil de combinat toate aceste cerinţe într-un
singur agregat de topire. Mai precis, topirea superaliajelor poate fi înţeleasă prin împărţirea
succesivă a operaţiilor în trei categorii diferite aşa cum sunt prezentate în figura II.2.3. Prima
categorie, este topirea primară, în care se realizează aliajul din metale pure, feroaliaje şi
deşeuri. Procesul de afînare se încadrează în a doua categorie şi poate implică două agregate
ori poate fi însoţit de un echipament de topire primară pentru a obţine specificaţiile cerute din
punct de vedere al conţinutului de gaze, eliminarea impurităţilor, recuperarea aliajelor, etc. A
treia categorie implica procesele de topire secundară unde prima etapă este controlul
solidificării pentru a produce lingouri cu structură omogenă şi de a obţine o purificare specifica
avansata fără a introduce elemente de contaminare nedorite din atmosferă sau din materialele
refractare.
Exista multe combinaţii ale acestor trei categorii de procese primare de topire şii
secundare, acest efort va fi discutat doar daca este de importanta comerciala pentru
producerea în zilele noastre ale superaliajelor.
Procesele de topire primară
Cuptorul cu arc electric a fost primul agregat la scara larga folosit la topirea
superaliajelor. Procedura implică încărcarea deşeurilor solide, materiilor prime, feroaliajele ori
toate trei într-un creuzet refractar şi apoi topirea în aer prin rezultarea căldurii de la un arc
electric dintre electrodul de grafit şi încărcătură. Zgurile sunt adăugate pentru afinare, iar
impurităţile sunt eliminate sub formă de gaze ori sub formă de zguri lichide. În general, oxigenul
este folosit pentru conţinuturi mici de carbon, hidrogen şi azot în topitura. Metalul topit este în
general turnat în lingouri pentru realizarea diferitelor tipuri de produse laminate ori sub forma de
electrozi pentru retopire pentru a obţine o afinare ulterioara şi pentru a îmbunătăţii structura
lingoului.
Principalele avantaje ale utilizării cuptorului electric sunt flexibilitatea încărcăturii (din
punct de vedere chimic şi al formei), un control bun al temperaturii, o zgura lichida reactiva
pentru afinare, reacţii ale zgurii adaptate nevoilor particulare şi, cel mai important o
productivitate mare la preturi mici. Dintre dezavantaje amintim: prezenta materialelor refractare,
aerul, zgura, şi în general lipsa unei agitări bune care duce la o omogenizare scăzută a topiturii.
179
Topirea cu inducţie în vid este un proces de topire secundar cu semnificaţie
comercială. Acest procedeu a fost studiat în laborator din curiozitate în anii 1950 acesta fiind
principalul procedeu de producere al superaliajelor. Procedura implica încărcarea deşeurilor
solide, materiile prime, feroaliajele ori toate trei într-un creuzet refractar sub vid şi generarea
căldurii necesare pentru topire prin curenţii turbionari induşi în încărcătura.
În vederea reducerii presiunii din timpul procesului de topire, unele impurităţi sunt
eliminate cu gazele acestea necontaminând aerul ori zgura ori ambele. Topitura afinată este
turnată sub vid în lingouri pentru realizarea produselor laminate ori sub forma de electrozi
pentru topire pentru a îmbunătăţii structura lîngoului.
Procesul de topire cu inducţie în vid este destul de flexibil şi are un control foarte bun
asupra chimismului topiturii, asupra elementelor primare şi asupra impurităţilor nedăunătoare.
Gradul mare de flexibilitate a fost posibil prin agitarea cu inducţie şi atmosfera
controlată care poate permite întregului sistem să fi tratat din punct de vedere termodinamic.
Controlul presiunii în proces rezultă dintr-o degazare puternică, o buna dezoxidare a carbonului
şi printr-o cinetica favorabilă a reacţiilor.
Avantajele procesului, agitarea prin inducţie, permit omogenizarea topiturii, un control
complet asupra timpul de afinare, un control bun asupra temperaturii în timpul operaţiilor.
Un dezavantaj major este ca procesul necesita materiale de încărcătură relativ superioară şi nu
poate accepta unele materiale utilizate în cuptorul electric. Alte dezavantaje sunt posibilele
reacţii dintre topitură şi căptuşeală şi pierderile presiunii de vapori ale elementelor de aliere.
În consecinţă, costurile de producţie prin topirea cu inducţie în vid sunt mai ridicate
decât în cazul topirii în cuptor electric.
Procesul de afinare
Procesul de afinare a fost aplicat în cazul superaliajelor topite în cuptorul electric.
Degazarea în vid a fost introdusă ca o prima etapă a îmbunătăţirii calităţii produselor realizate
în cuptorul electric. În acest proces de afinare, metalul topit este degazat într-un recipient
separat printr-o expunere a presiunii sub cea atmosferica. În aceste condiţii, gazele dizolvate
cum ar fi monoxidul de carbon, hidrogenul şi azotul sunt reduse. Amestecarea metalului topit ca
şi creşterea timpului de expunere a întregii băi la interfaţa metal / vid face să crească eficienţa.
Unele dintre facilităţile sofisticate a fost de a echipa cu electrozi de grafit ori cu arc cu inducţie
180
pentru a preîncălzi topitura metalica în timpul operaţiei de degazare. Acest proces de afinare a
fost urmat de un complex de tehnologii metalurgice care implica dezoxidarea cu carbon şi
ajustarea compoziţiei sub vid.
Îmbunătăţirea degazării permite procesului de decarburare cu oxigen în vid în care
aliajele inoxidabile şi superaliajele pot fi tratate în agregate special concepute, să se facă în
condiţii atent controlabile. În acest proces de afinare metalul topit, din cuptorul electric conţine
un nivel relativ ridicat de carbon şi crom şi este decarburat sub vid prin barbotarea oxigenului.
În aceste condiţii, este posibil să se elimine şi alte elemente împreună cu carbonul (în special
crom) cu costuri mici în cazul producerii unor superaliaje. Eficienta este îmbunătăţită în cazul
agitării. Gazele dizolvate sunt reduse prin expunerea la o presiune mai mica decât cea
atmosferica.
Ultimul proces de afinare adaptat pentru industrie este metoda de decarburare cu
oxigen / argon. Cele doua procese combinate: cuptorul electric şi procesul de decarburare cu
oxigen / argon marchează un nou început în producerea de oteluri deşi şarja din deşeuri şi
aliaje este topita în cuptorul electric apoi transferat într-un reactor vidat fără zgură, decarburat,
zgura astfel obţinută este redusă pentru a recupera cromul, etc., se adăugă o noua zgura
pentru desulfurare dacă este nevoie, iar materialul astfel rafinat devine un produs de înaltă
calitate. Metalul topit este de obicei decarburat prin insuflare de argon şi oxigen. Amestecul de
gaze este insuflat prin orificii diferite, conţinutul de oxigen este mare datorita afinării ori
decarburării. Reducerea cromului şi desulfurarea, daca este necesară, se realizează prin
agitare cu argon pur după ce se obţine nivelul dorit de carbon. Insuflarea argonului realizează
eliminarea altor gaze dizolvate.
Procesul de decarburare cu argon / oxigen a fost adoptat rapid datorita simplităţii lui şi
flexibilităţii operaţiilor, controlului uşor şi reproductibilitătii, şi datorită calităţii superioare a
produselor. Construcţia simpla a recipientului folosit la decarburare este lipsita de probleme.
Consumul ridicat de argon a fost parţial redus prin substituirea cu azot în primele stadii ale
procesului. În mare parte, procesul este folosit pentru oteluri inoxidabile, dar există un număr
mare de firme care folosesc acest proces pentru a realiza aliaje pe baza de Ni cu rezistenţa la
coroziune mare.
Singurul proces aplicat materialelor topite în cuptorul cu inducţie în vid a fost metoda
cu fascicul de electroni. În procesul de afinare cu fascicul de electroni, metalul topit din cuptorul
181
cu inducţie în vid este afinat prin trecerea acestuia printr-un mediu puternic vidat într-un sistem
răcit cu apa care este încălzit local la o temperatura foarte ridicata prin tunul cu fascicul de
electroni. Randamentul afinării este foarte mare datorita combinării vidului şi încălzirii intense
locale. În timpul acestui proces, nu exista contaminare din aer, zgură sau creuzet. Topitura
metalică afinată este în continuare turnată sub vid pentru realizarea produselor laminate ori
pentru retopire, pentru a obţine o structură i îmbunătăţită a lingourilor.
Procese de retopire
A devenit destul de evident încă din primele zile ale topirii cu inducţie în vid ca
procesul de control amănunţit al compoziţiei chimice a elementelor primare şi reziduale nu a
fost suficient pentru a obţine cerinţele de calitate cerute în multe aplicaţii, mai ales în industria
turbinelor de gaz. Aceasta situaţie a rezultat din îmbunătăţirea proceselor de retopire având ca
principal scop afinarea ulterioara a topiturii de gaze, impurităţi metalice şi nemetalice şi
producerea unor lingouri cu compoziţii chimice uniforme cu structura omogena şi fără defecte
metalurgice.
Primul proces de retopire a fost procesul de retopire cu arc electric în vid care a apărut
la sfârşitul anilor 1950. Lingoul solidificat progresiv, este complet solidificat şi fără defecte de
retasura şi poate fi prelucrat direct pentru laminare. Procesul se dezvolta rapid în anii 1960 şi
este acceptat pentru producerea superaliajelor.
Dezvoltarea cu ani în urma a procesului de retopire în baie de zgura nu a fost folosit
decât la mijlocul anilor 1960. La fel ca electrozii realizaţi în cuptorul electric ori în cuptorul cu
inducţie în vid aceştia au fost progresiv retopiţi şi solidificaţi într-o forma răcită cu apa sub un
strat de flux topit, curentul trecând între electrod şi lingoul solidificat. Lingoul solidificat
progresiv, este complet solidificat şi fără defecte de retasura şi poate fi prelucrat direct pentru
laminare. Procesul a înregistrat o dezvoltare rapida în ultimii 10 ani în cazul producerii unor
tipuri variate de materiale şi în particular aliaje pe baza de Ni şi Co.
Un avantaj al procesului de retopire sub baie de zgura include producerea unor
lingouri profilate şi a şleburilor. Este permisă de asemenea o mare toleranta a parametrilor de
retopire datorata efectelor termice favorabile ale fluxului, printr-o distribuţie uniformă a căldurii şi
a reducerii gradientului de temperatura. Un dezavantaj minor include controlul chimic în aliaje
atribuit condiţiilor de oxidare uşoare a fluxului lichid. Compoziţia chimică a fluxului trebuie de
182
asemenea studiata datorita posibilelor probleme de control a acesteia cu elementele puternic
reactive din materialul retopit.
Al treilea dar nu cel mai nesemnificativ proces de retopire este cel în baie de zgura. În
acest proces, la fel ca electrozii realizaţi în cuptorul electric ori în cuptorul cu inducţie în vid,
aceştia au fost progresiv retopiţi şi solidificaţi sub o atmosfera controlata în vid.
Randamentul mare de afinare este realizat de vid şi de o generare intensă a căldurii
prin bombardarea electronilor. Impurităţile sunt înlăturate sub formă gazoasă şi nu sunt
contaminate în aer, cu zgura ori materiale refractare.
Costurile mari, îmbunătăţirile insuficiente ale acestui proces ne conduc la concluzia ca
acest proces va putea devenii în timp unul performant.
II.2.3. Principii ale topirii cu inducţie în vid şi retopirii cu arc în vid
Acest capitol v-a descrie topirea în cuptoare cu inducţie în vid (VIM) şi retopirea în
cuptoare cu arc în vid (VAR). Procesul de topire în cuptoare cu inducţie în vid este utilizat
pentru a minimiza reacţiile elementelor de aliere reactive cu atmosfera, şi pentru a produce
şarja necesara controlului compoziţional şi al purităţii. O scurtă descriere a procesului, a
utilajelor şi controlul acestuia este prezentat în continuare împreună cu date experimentale şi
teoretice. Sunt descrise pe larg diferite reacţii topire - rezistenţa la căldura şi efectul lor asupra
purităţii aliajelor. De asemenea v-a fi discutata prelucrarea produselor finale rezultate din
procesul de topire cu inducţie în vid (lingouri şi electrozi).
Procesul de retopire cu arc în vid este utilizat pentru a produce superaliaje fără
microsegregaţii, cum ar fi titanul şi aliajele sale, metalele refractare şi aliajele sale, şi oteluri
speciale. Procesul este descris pentru anumite tipuri de aliaje. Un subcapitol important este cel
legat de echipamente şi de controlul procesului prin analizarea deschiderii arcului şi a picurarii
precum şi alte fenomene de ardere. Vor fi prezentate noi concepte în legatura cu un nou proces
de topire cu arc (VADER).
II.2.3.1. Topirea prin inducţie în vid
Topirea prin inducţie în vid este cel mai flexibil proces de topire în vid, atâta timp cât
permite controlul independent al temperaturii, presiunii şi transportului de masă prin agitare. Ca
183
o consecinţă, VIM furnizează un control înalt asupra compoziţiei aliajului şi a întregului proces
de topire, care este probabil cea mai importantă justificare metalurgica. Termenul ―compoziţie‖
include nu numai elementele de aliere, dar şi impurităţile. Un exemplu asupra controlului
chimismului procesului este dat în tabelul II.2.6. pentru superaliajul ÎN 718 .
Multe din specificaţiile superaliajelor curente conţin restricţii asupra elementelor
reziduale. De exemplu, specificaţia AMS 2230 limitează Te şi Bi la un conţinut maxim de 0,5
ppm fiecare, Se la maximum 3 ppm şi Pb şi Ti la maximum 5 ppm. Alte 15 elemente adiţionale
sunt limitate la maxim 50 ppm fiecare, iar combinate pot ajunge pîna la 400 ppm. Nu toate
elementele reziduale au proprietăţi negative, iar elemente cum ar fi Zr, B şi Mg sunt adăugate în
mod intenţionat în timpul topirii VIM a aliajelor şi de aceea apariţia VIM face posibilă fabricarea
aliajelor de înaltă puritate cu o compoziţie controlată cu grijă şi care, altfel n-ar fi putut fi
produse pe scară largă. Beneficiile şi limitele procesului VIM sunt redate în tabelul II.2.2.
Tipurile de aliaje produse prin VIM sunt: superaliaje, aliaje rezistente la coroziune, oţeluri
speciale, oţeluri nucleare, oţeluri de scule şi rulmenţi, aliaje electrice şi magnetice speciale şi
alte aliaje neferoase pentru aplicaţii specializate.
Tabelul II.2.2. Controlul compoziţiei chimice la ÎN 718 bazat pe 100 de încălziri
- Conduce anumite reacţii la terminare (dezoxidarea, un avantaj
în atmosferă inertă)
- Face retopirea practică
- Aliază elemente care devin mai eficiente (necombinate sunt
nedorite)
3
Amestecare prin inducţie
- Omogenizează compoziţia topiturii
- Aduce reactanţii la suprafaţa topiturii (accelerează reacţiile)
- Oferă un mai mare control al compoziţiei
- Oferă o reproducere excelentă a compoziţiei şi proprietăţilor
Limite
1 Turnarea electrozilor (ori
lingourilor)
- Segregarea soluţiilor pe o scară mare sau mică în timpul
solidificării
- La solidificare structura grăunţilor este neuniformă şi mare, iar
retasura este mare.
2 Reacţii
refractare / topitură
- Contaminează topitura datorită reoxidării elementelor de aliere
- Introduce incluziuni (dar mult mai mici decât cele apărute la
topiturile în aer)
185
În timpul celui de-al doilea război mondial au existat două îmbunătăţiri ce au oferit
explicaţii asupra necesităţii topirii în vid. Necesitatea a fost precipitarea aliajelor care era
necesară pentru a avea o rezistenţă mai mare la oboseală la temperaturi înalte, norma
esenţială la motoarele cu reacţie. Astfel s-au îmbunătăţit pompele de mare capacitate pentru
programul nuclear.
În 1945, Darmara şi Huntîngton au fost nevoiţi să cerceteze proprietăţile aliajelor de tip
Nimonic care au fost utilizate după aceea, şi au construit un cuptor cu inducţie în vid la
laboratoarele Lewis ale NACA (în prezent NASA). Cam în acelaşi timp, J. W. Moore de la
National Research Co a pus în funcţiune un cuptor mic pentru producerea cuprului şi fierului
pur.
Prin anii 1950-1951 nevoia de noi motoare cu reacţie depăşeau posibilităţile metodei
de topire convenţionale în aer. Unele din aliajele noi chiar nu puteau fi produse având
proprietăţi mulţumitoare prin metoda convenţională. Topirea în vid a fost încercată cu succes şi
procesul a crescut în importanţă atât din punct de vedere economic cât şi din punct de vedere
al complexităţii tehnice. Prin 1958 s-a pus în funcţiune un cuptor de 1370 kg. Cererile au fost
foarte mari, aşa că în 1961 s-a pus în funcţiune un cuptor cu o capacitate de 5455 kg. La
standardele de azi, acestea sunt considerate mici, dar în acele vremuri construirea acelor
cuptoare a fost un curaj. Astăzi se poate spune că atunci nu existau inhibiţii asupra mărimii
cuptorului. Mărimea este dictată de alte motive decât fezabilitatea tehnică.
Agregat pentru topirea cu inducţie în vid
Producerea cuptoarelor de topire prin inducţie în vid variază de la mărimi mai mici de o
tonă până la capacităţi de 60 de tone de topitură, deşi componentele de bază sunt aproape
aceleaşi.
Cuptorul cu inducţie şi alimentarea cu energie. Încărcătura de bază este topită într-un
cuptor cu inducţie cu căptuşeală de cărămidă. Cele mai multe cuptoare care au capacităţi mai
mari de topire de 4 tone sunt căptuşite cu cărămidă. Cerinţele de frecvenţă şi de putere sunt
similare cu cele ale cuptoarelor normale, dar fiecare încercare este făcută pentru a menţine
tensiunea cât mai joasă posibil la o presiune redusă pentru a evita efectul coronar sau de
formare al arcului electric. În acest scop, sunt folosite tehnici speciale de izolare.
186
Puterea necesară pentru topirea încărcăturii variază de la câţiva kW la un cuptor mic,
de exemplu 30 kW pentru 22,7 kg de topitură şi de până la 6600 kW pentru o topitură de
27.300 kg. Pentru cuptoare mai mari, (>2300 kg) puterea variază între 0,11 şi 0,29 kW/kg.
Datorită necesităţii expunerii tuturor componenţilor topiturii în spaţiul vidat, la suprafaţa
topiturii, amestecarea este importantă la cuptoarele mai mari de 455 kg. Aceasta se obţine de
obicei prin mişcarea electromagnetică a metalului şi implică frecvenţa duală sau folosirea unei
serpentine pentru a obţine mişcarea „2-bucle‖ în loc de „4-bucle‖ în topitură.
Mantaua cuptorului. Este necesar un rezervor de răcire cu apă a cuptorului de topire.
Configuraţia variază de la cuptor la cuptor şi depinde de cererile de producţie. Cele mai multe
dintre cuptoarele din prezent au un aranjament de două camere; una care înconjoară cuptorul
de topire şi una pentru forme şi pentru mecanismele cu care sunt mânuite (figura B3.5.). Aceste
camere sunt de obicei conectate prin valve de vid şi fiecare cameră are uşile ei de acces şi
pompe de vid. În acest fel, topirea poate avea loc în timp ce formele sunt pregătite sau scoase
astfel încât timpii morţi să fie reduşi.
Sistemul de vidare. În zilele de început ale cuptoarelor de topire în vid, sistemul de
pompe era format din pompe mecanice care scădeau presiunea de la 760 la 1 torr. Pompele cu
ejector de difuzie au adus presiunea la 10-2 tori. Presiunea finală va fi un echilibru între
cantitatea de gaz şi caracteristicile pompei.
Dacă cuptoarele cresc în dimensiuni, vor fi folosite injectoarele de gaz pentru a mânui
volume mai mari de gaz şi nu vor fi folosite instalaţii cu sisteme de 6 etape cu dimensiuni de
1200 la 1500 mm. Datorită eficienţei termice foarte mici a injectoarelor de abur, costurile au
crescut de-a lungul ultimilor 8 ani, datorită creşterii costurilor energiei şi s-a revenit la
combinaţia care foloseşte suflătoare mecanice cu viteze mai mari de 5000 l/s la 10-2 l.
Realizarea formei de turnare. Configuraţia formei, aranjarea ei şi precizările pentru
introducere şi scoatere depind de tipurile de lingouri care sunt necesare. Este incomod de
aranjat două cuptoare unul lângă altul, unul cu o producţie mare de lingouri de 75 mm care sunt
aduse la 750 mm şi altul cu o producţie de 2 lingouri de 600 mm care sunt aduse la 3000 mm.
Maşinile sunt folosite frecvent în industrie pentru a transporta formele la cuptor, pentru
a le introduce sub oala de turnare şi apoi să le scoată de acolo după solidificare.
187
Volumul încărcăturii. Datorită faptului că factorul de împachetare pentru cele mai multe
încărcături interzic preîncărcarea la capacitate maximă a creuzetului înainte de topire, a sta
însemnând că încărcarea se va face în etape în timp ce topirea în vid are loc. Pentru cuptoarele
mici, aceasta nu este o problemă mare, dar pentru cuptoarele mari cu o mare diversitate de
geometrii a încărcăturii, factorul volum al încărcăturii devine un factor important. Productivitatea
cuptorului poate fi împărţită dacă factorul volum al încărcăturii nu poate face faţă la viteza de
topire a cuptorului prin inducţie.
Aparatură auxiliară. În afară de componentele principale de mai sus, este necesară o
aparatură cel puţin la fel de importantă care depinde de scopul principal al procesului de topire.
Prelevări de probe pentru a scoate topitura din supapa vidului pentru a putea
controla chimismul procesului.
Echipament de măsurare a temperaturii pentru a monitoriza temperatura
topiturii.
O varietate de aparate de măsurare a presiunii care indică şi înregistrează
presiunea, nu numai în topitură dar şi în părţile critice ale sistemului de vidare.
Media volumului de gaze selectate pentru a favoriza amestecarea sau
anumite reacţii chimice.
Descrierea procesului. Teoretic, procesul este foarte simplu. Încărcătura ce urmează a
fi topită este pusă într-un creuzet care este înconjurat de serpentine de cupru pentru răcire.
Trebuie folosită o pompă cu o capacitate suficientă pentru a aduce presiunea în timpul topirii la
1-10 microni. Puterea sursei electrice trebuie să fie destul de mare pentru ca încărcătura să fie
topită într-un timp rezonabil, de obicei o oră, iar frecvenţa trebuie să fie adecvată amestecării
topiturii. Creuzetul are un dispozitiv pentru turnarea topiturii în formă la greutatea şi forma
dorită.
Progresul topirii şi turnarea dintr-un VIM tipic poate fi urmărit prin observarea presiunii
totale a cuptorului care se schimbă în timp. La început, cuptorul este golit complet şi este
măsurată viteza de curgere. Aceasta este viteza la care presiunea dintr-un cuptor gol creşte
fără ca pompele să meargă şi este exprimată în microni / minut. Vitezele de curgere tolerate
sunt determinate empiric şi sunt părţi componente ale procedurilor de operare.
188
După stabilirea unei viteze de curgere satisfăcătoare, se dă drumul la tensiune şi
începe încălzirea. Încărcătura poate fi fier vechi ce poate fi retopit sau metale simple. Cazul din
urmă va fi luat în considerare aici deoarece descrie cel mai bine procesul. Trebuie spus că
aliajul final va fi compus din 2% Al, 2% Ti, 5% Mo, 15% Cr, 0 ,6% C; 0,4% Zr; 0,15% B şi rest
Ni. Încărcătura de bază va conţine Ni, Cr, Mo şi carbon suficient pentru a finaliza dezoxidarea
(0,2 – 0,8%).
Odată cu începerea topirii, volumul încărcăturii se va reduce aşa că se va mai putea
introduce încărcătură solidă. Când încărcătura este introdusă în topitură presiunea va creşte în
cuptor (figura 3.6.).
Odată ce avansează topirea, va avea loc o fierbere datorită apariţiei CO din
următoarele reacţii:
[O] + [C] = (CO) (II.2.1.)
<MxOy> + y[C] = x[M] + y(CO) (II.2.2.)
CO rezultă din reacţiile de ardere a carbonului (II.2.1.) sau din reducerea oxizilor din
încărcătură (II.2.2.).
Pentru reacţiile II.2.1. şi II.2.2., există un echilibru la o presiune specifică, iar dacă
presiunea este menţinută constantă, bulele vor înceta până când se va atinge cel mai mic nivel
posibil de oxigen. Mai mult, se ştie că bulele sunt nucleate heterogen şi ajută la nucleerea altor
bule. De aceea fierberea nu trebuie să fie realizata la o presiune prea mare şi să nu înceapă la
o presiune prea mică. Cel mai bine este să se înceapă scăderea presiunii în cuptor imediat ce
fierberea este sub control şi după aceea să existe un echilibru .
Când presiunea din camera va fi la cel mai mic nivel, fierberea se v-a termina. Oricum
un echilibru final şi optim nu poate fi atins. În timpul acestei perioade CO este scos prin
adsorbţia la suprafaţa topiturii şi rafinarea continuă.
În acest moment, reacţiile dintre topitură şi creuzet încep să aibă importanţă. În timp
ce conţinutul de carbon scade fiind determinat de formarea carburilor prezente în topitură,
conţinutul de oxigen creşte datorită reacţiei cu creuzetul. Există un timp scurt în care conţinutul
de oxigen este minim. Pentru a determina acest punct, trebuie determinată o viteză de curgere
până se atinge un echilibru stabil, sau dacă există un analizator de probe de O2, el poate fi
utilizat pentru a determina nivelul final de dezoxidare.
189
Al, Ti, Zr şi B sunt adăugate acum (punctele 3-4) şi după amestecare şi analiza finală,
se ajustează temperatura necesară turnării (punctul 6).
Prin analiza compoziţiei (presiunile parţiale) gazelor din camera de topire, pot fi
monitorizate diferite etape în timpul procesului VIM. Partea joasă a figura II.1.6. arată presiunile
parţiale măsurate de un analizor de gaze reziduale a unor gaze din cuptor la o topitură de 136
kg la 6 intervale egale ale procesului care sunt descrise mai jos:
Punctul 1: Topirea: topirea este stabilizată după degazare şi fierbere. Gaze precum
O2, N2 şi H2O sunt prezente în cantităţi apreciabile, iar CO şi CO2 sunt prezenţe care indică
rafinarea şi reacţiile de reducere, ca şi oxidarea hidrocarburilor (CxHy) care sunt prezente în
sistem. (uleiuri ale pompelor, etc.).
Punctul 2: Testul vitezei de curgere: presiune creşte la toate gazele proporţional cu
presiunea de la punctul 1, indicând că aceste gaze sunt generate aproximativ la aceeaşi viteză
ca înainte de test. Nu apar scurgeri de aer externe semnificative, altfel vârfurile de O2 şi N2 vor
fi disproporţional mai mari.
Punctul 3: Repunerea pompelor în funcţiune: presiunea este redusă cf. punctului 1
Punctul 4: După adăugarea elementelor reactive (Al, Ti, Zr, B): se notează presiunile
H2O, CO2 şi O2. Prezenţa hidrocarburilor este neglijabilă.
Punctul 5: După încălzire: presiunea CO a început să scadă. Celelalte gaze N2 , O2 ,
H2O, CO2 au presiuni care sunt aceleaşi ca şi înainte de adăugarea elementelor
reactive. Aceasta indică faptul că originea acestor gaze rezultă dintr-o degazare
continuă a întregului sistem, atâta timp cât reacţiile de rafinare din topitură sunt
complete.
Punctul 6: Răcirea: Toate gazele monitorizate în afară de azot, au o creştere a
presiunii datorită în principal degazării, sistemului refractar şi formei de oţel, care este
în camera cuptorului de 136 kg.
Consideraţii cinetice şi termodinamice
În ultimele decenii s-a lucrat foarte mult din punct de vedere teoretic pentru a
determina termodinamica procesului VIM (10, 16-23). De fapt, s-a lucrat în special asupra
dezoxidării, decarburării, volatilizării, desulfurării şi asupra reacţiilor dintre topitură şi creuzet.
190
La topirea în vid, cinetica şi mecanismul reacţiilor au o importanţă crucială, aşa încât
calculele termodinamice care se bazează pe stări de echilibru sunt insuficiente pentru a descrie
punctul de terminare al reacţiilor. De exemplu, termodinamica poate prezice un conţinut final de
oxigen (echilibru) de 10-8 procente de masă (0,0008 ppm) la 0,004% C la 15000 C într-un aliaj
de Ni topit la o presiune de 1 micron (24,25). În practică această valoare poate fi mai mare cu
câteva ordine de mărime, 5-20 ppm. Motivele acestei discrepanţe vor fi discutate mai târziu. O
problemă de cinetică este cât de aproape de echilibru poate ajunge o reacţie într-un timp
rezonabil. Mai mult, în timpul ciclului de topire, cele mai multe condiţii sunt nestaţionare sau de
echilibru nestabil.
Reacţiile de dezoxidare. În procesul VIM, drumul spre reoxidare prin faza de gaz se
face prin reducerea carbonului. Datorită faptului că produsul CO este gazos, acest lucru permite
scoaterea lui topitura. Conţinutul final de oxigen pentru un conţinut dat de carbon (sau mai
riguros, activităţile C şi O) va fi proporţional cu presiunea parţială a CO, unde K este constanta
de echilibru.
K[%C]
P
]K[a
P%O
co
c
co (II.2.3)
Aşa cum s-a menţionat mai sus, valorile teoretice ale oxigenului la echilibru, în Ni (sau
în topituri de fier) conţin carbon de la 15000C la 16000C, şi la presiuni în cuptor de aproximativ
10-3torri, sunt mult sub 0,0001% (1ppm). În practică, nivelele finale de oxigen (starea stabilă) se
află între 2-20 ppm. Aceste nivele înalte de oxigen rezultă din surse externe (topiturii), cum ar fi
impurităţile din fierul vechi (26-28), din impurităţile din creuzet (10, 19, 23, 29-31), din
degazarea materialelor din creuzet (10, 27, 28, 30, 32, 33) şi din scurgerile din mantaua
cuptorului.
Reacţiile de dezoxidare a CO au două etape:
(1) Etapa de fierbere – în timpul primei etape a topirii bulele de CO sunt
nucleate heterogen la interfaţa gaz-topitură. Iniţial, această interfaţă este plină de bule nucleate
din creuzet şi când bulele se detaşează, ele urcă prin topitură cauzând fierberea.
(2) Etapa de desorbţie – când presiunea CO (din ecuaţia II.2.1.) este
insuficientă pentru a nuclea bulele, CO se va forma numai la suprafaţă când va desorbi în vid.
Atâta timp cât mari cantităţi de gaze sunt eliminate în cursul fierberii, mecanismul prin
care bulele se formează a fost unul din primele lucruri care au fost studiate în primii ani ai topirii
191
prin inducţie[16-20]. Una din ultimele lucrări care s-au ocupat de acest lucru a fost a lui Szekelz
şi Fang [34]. Primul aspect al problemei de formare a bulelor este mecanismul de nucleere.
Machlin a fost primul care şi-a spus punctul de vedere, care a şi fost acceptat pe tot
mapamondul astăzi, că bulele sunt nucleate heterogen [17, 35, 36]. Se spune că bulele sunt
generate de crăpăturile din creuzet. Altă posibilitate de formare a bulelor sunt particulele
refractare amestecate în topitură. Altă posibilitate de formare a bulelor este crearea de cavităţi
datorită amestecării violente.
Imediat ce bulele sunt nucleate ele încep să crească. Rata de creştere va depinde de:
extinderea suprasaturaţiei gazului din topitură (CO); gradul de presiune metalostatică când
bulele se ridică prin topitură; timpul în care bula se ridică la suprafaţă; timpul de ieşire din
topitură. Chiar şi într-o topitură suprasaturată, difuzia CO din topitură la interfaţa topitură – bulă
şi difuzia de-a lungul interfeţei trebuie luate în considerare. O discuţie interesantă despre aceste
lucruri există în [34].
Trebuie reamintit că sub o adâncime dată, presiunea ferostatică anulează efectul
vidului şi că fierberea se petrece datorită amestecării constante care aduce material proaspăt
de jos către zona de deasupra. Cum saturaţia de CO din topitură scade către un nivel minim,
care depinde de presiune externă, fierberea va înceta şi etapa de desorbţie va începe. Mulţi au
studiat acest mecanism [37-39]. Un factor important ce trebuie luat în considerare este
coeficientul de transport de masă din topitură către faza gazoasă, care determină viteza cu care
are loc desorbţia. Coeficienţii principali de transfer de masă care sunt daţi mai sus, au fost
obţinuţi folosind cuptoare de laborator şi pot servi ca un ghid pentru aplicaţii industriale.
Trebuie menţionată una din cele mai originale lucrări asupra dezoxidării. Aceasta a
fost scrisă de Meysson şi Rist [39] şi ia inclus rezultatele experimentale ale lui Moore (40) care
iau în considerare dezoxidarea aliajelor de fier şi nichel cu metanul. Această tehnică se
potriveşte topirii în vid prin inducţie şi nu există pericolul de contaminare cu hidrogen a topiturii.
La o presiune de 10 microni, valoarea dizolvată a acestui element va fi de ordinul a 0,05-1 ppm.
Moore a observat ca reacţia se desfăşoară la temperatura de 16000C:
(CH4) = [C] + 2(H2) (II.2.4)
şi viteza depunerii carbonului în topitură creşte rapid la această temperatură. Dacă gazul nu a
fost închis la punctul de terminare, conţinutul de C din topitură va creşte rapid. Acest punct
terminus a fost determinat de schimbarea culorii arderilor de gaz la ieşirea din pompele de vid.
192
Prin folosirea acestui punct terminus, fierul încălzit conţine 10-20 ppm oxigen şi 10-20
ppm C, nichelul conţine 10 ppm oxigen şi 10-20 ppm carbon. Presiunea gazului în cameră nu a
fost precizată, dar atâta timp cât gazul este pompat putem considera că presiunea este sub 1
atm.
Există mari avantaje ale acestei metode, în afara faptului că nu există fierbere, care în
practică ajută foarte mult. Unele dezoxidări au loc datorită prezenţei hidrogenului. Datorită
faptului că dezoxidarea are loc la suprafaţa extremă, transferul de masă dintre gaz şi lichid va fi
critic. Stratul extrem la suprafeţei este primul care întră în contact cu metanul şi de aceea el
trebuie să conţină o mare cantitate de carbon pentru o dezoxidare eficientă. Mai mult, se
presupune că reacţiile de evaporare sunt încetinite de substanţele active din suprafaţă [41],
cum ar fi stratul dublu de ioni Fe+2 ,O2–, apoi potenţialul înalt de carbon la suprafaţă va tinde să
reducă acest strat şi să refacă întreaga activitate de la suprafaţă.
Eliminarea azotului. Cercetători numeroşi au studiat scoaterea azotului prin topirea în
vid [22, 35, 42, 43]. Presupunând că topitura nu conţine nitraţi puternici, reducerea azotului la
nivele joase, de ordinul 20 ppm, nu prezintă probleme. Pe de altă parte, în aliaje precum Fe-Cr
şi Ni-Fe-Cr există o diferenţă între valorile azotului calculate la echilibru şi valorile obţinute de
fapt. Scoaterea azotului este destul de rapidă la început, dar apoi scade încet şi devine
asimptotică o dată cu trecerea timpului. Prezenţa elementelor de aliere cum ar fi Cr, V, Al şi Ti
reduce apreciabil activitatea (creşte solubilitatea) azotului în aliajul topit. Datorită faptului că
formarea nitrurilor şi carbonitrurilor în aliaje care conţin elemente care formează nitruri, cum ar fi
Ti, conţinutul de azot trebuie să fie mic (1). Simkovich [44] a aflat că aliajele care conţin până la
15% Cr au aceleaşi nivele de azot rezidual ca şi aliajele fără Cr. Oricum, în aliajele care conţin
Cr plus Al, Cb şi Ti, nivelele de azot sunt mai mari după rafinarea în vid. Combinaţia Al-Ti a fost
cea mai bună pentru reţinerea azotului.
Eliminarea hidrogenului. Solubilitatea hidrogenului în toate aliajele variază cu rădăcina
pătrată a presiunii parţiale:
200
HPKH (II.2.5)
La aproximativ 16000C şi la presiune atmosferică, solubilitatea hidrogenului în Ni pur
este aproape 30 ppm, iar în Fe pur puţin mai mare [1]. Oricum, la topirea prin inducţie în vid, se
obţin nivele foarte joase (>1 ppm). O parte din azot şi cea mai mare parte din hidrogen sunt
scoase în timpul fierberii CO.
193
Evaporarea elementelor minore. În producţia aliajelor la temperaturi înalte pentru
aplicaţii speciale (motoare de avioane), prezenţa sau absenţa unor elemente poate avea efecte
profunde asupra proprietăţilor acestor aliaje. Efectul elementelor reziduale asupra proprietăţilor
aliajelor pe bază de nichela fost scoasă în evidenţă de Holt şi Wallace [5].
O dată cu apariţia noilor instrumente de analiză precise, a fost posibilă evaluarea cu
precizie a acestor efecte şi scoaterea în evidenţă a importanţei prezenţei acestor elemente. De
exemplu, cantităţi minore de Ag, Se, Pb, şi Bi pot avea efect asupra rezistenţei la rupere a ÎN –
718 [45]. Din fericire, cele mai multe elemente reziduale care fac rău au o presiune de vapori
mare şi pot fi distilate în vid.
O discuţie teoretică excelentă asupra acestui proces de distilare în vid a fost făcută de
Olette [38]; se dau calculele coeficienţilor de distilare şi compararea dintre acestea şi valorile
experimentale obţinute de diferiţi autori. Există un dezacord între valorile experimentale şi cele
calculate, valorile experimentale fiind mai mici. El precizează că aceasta se poate întâmpla
datorită temperaturii mai joase la suprafaţă decât cea din volum, datorită existenţei unui
coeficient de condensare, datorită prezenţei unor substanţe active la suprafaţă şi datorită
concentraţiei mai mici la suprafaţă decât în rest datorită unui transfer de masă ineficient în
lichid. În realitate ultimii doi factori sunt cei mai dominanţi. Câteva observaţii empirice tînd să
suporte argumentul cu suprafaţa. În câteva cazuri de cuptoare care sunt dotate cu echipamente
de amestecare eficiente, când amestecarea este pornită la putere maximă, viteza de evaporare
creşte cu două ordine de mărime.
Datorită importanţei practice al acestor elemente minore asupra proprietăţilor
superaliajelor, s-au obţinut multe rezultate experimentale pentru evaporare. Din fericire două
din elementele neferoase, Pb şi Bi se evapora rapid. Este bine să precizăm din nou că, deşi
curbele experimentale sunt extrem de valoroase, ele trebuie luate în considerare cu precauţii în
practică. Speculaţiile lui Olette menţionate mai sus referitor la diferenţa dintre valorile calculate
şi cele măsurate se aplică şi pentru curbele experimentale. În sensul că aceste curbe de
evaporare obţinute pentru un cuptor nu se vor potrivi pentru altul.
Desulfurarea. Darmara [1] şi Schlatter [1] au discutat eliminarea sulfului în timpul
rafinării prin inducţie în vid a oţelurilor şi aliajelor la temperatură înaltă. Calculele teoretice indică
faptul că sulful nu trebuie să fie evaporat în condiţii de vid. Oricum se observă pierderi destul de
semnificative datorită formării compuşilor volatili [47-50]. În cazul turnării fierului, pierderile sunt
194
datorate probabil formării CS [49]. Similar s-au observat pierderi de sulf în oţelurile transformate
(4% Si) datorită formării şi evaporării SiS [49, 50]. Altă prezentare a fost făcută de Machlin [17],
unde oxizii gazoşi ai sulfului s-au format prin ridicarea oxigenului într-un aliaj pe bază de Ni la
un procent de 0,48%. Sulful a fost redus de la 0,03% la 0,005% în 60 minute. Teoretic, încă o
oră în vid ar fi adus conţinutul de S la 0,001%, dar experimentul nu a durat atâta. În general,
scoaterea prin compuşi volatili (CS, SiS, COS) este înceată şi incomodă. Mai practic este
formarea şi scoaterea sulfurilor insolubile cum ar fi MgS [51], CaS [49,50] şi CeS2/LaS2 [50,52–
55].
Folosirea sulfului pentru eliminarea CaO a fost studiată de câţiva autori [1, 11, 49, 50],
şi a fost utilizată în practică. Este eficient în reducerea sulfului la 0,002% - 0,004% când
materialele din încărcătură nu depăşesc 0,01 sulf. Din păcate, în cuptoarele cu inducţie, cleiul
formează imediat o zgură şi aceasta poate aduce probleme în menţinerea purităţii topiturii şi în
reducerea refractarităţii. Procesul de desulfurare este cel mai eficient când nivelul de oxigen în
topitură este mic.
Se pare că adaosul carburii de calciu poate fi eficientă atât pentru dezoxidare cât şi
pentru desulfurare dar aceasta nu se practică.
Adaosul elementelor din grupa pământurilor rare este de asemenea eficientă în
eliminarea sulfului, dar conţinutul de elemente reziduale din topitură trebuie controlat cu atenţie.
Bailey şi colaboratorii [53] au demonstrat că La este foarte eficient în combinaţii cu cantităţi mici
de oxigen şi sulf. Rezultate asemănătoare s-au obţinut când s-a adăugat Ce [52]. Rothman [54]
a demonstrat că o mixtură de metale (54% Ce, 24% La, 13% Nd, 5% Pr) este de asemenea
eficientă la desulfurare. În încălzirea a 454 kg de ÎN-718, adăugarea de 0,2% din acest amestec
a redus sulful de la 220 ppm la mai puţin de 40 ppm în 10 minute.
Într-un studiu recent al lui Li şi colaboratori [55], adiţia a 0,07% Ce într-un superaliaj pe
bază de Fe-Ni, după rafinare, nivelul de oxigen s-a redus de la 12-13 ppm la 4-8 ppm, iar
nivelul de S de la 11-12 ppm la 4-8 ppm. Nivelul de azot nu a fost influenţat de adaosul Ce.
Seleniul este asemănător chimic cu sulful şi, Burton [56] a arătat că nivelul de seleniu
dintr-un superaliaj pe bază de nichel (U-700) poate fi redus de la 120 ppm la 10 ppm prin
volatilizare. Nivelul de Se a fost redus în continuare la mai puţin de 1 ppm prin adaosul cleiului
sau a prealiajului CaNi în topitură.
195
Figura II.2.4. Diagrama reacţiilor ce au loc în timpul VIM
Puritatea topiturii VIM
Puritatea topiturii, după cum reiese din conţinutul de incluziuni din produsul final, este
probabil cea mai importantă caracteristică a calităţii. Acesta este impusă superaliajelor noi pe
bază de nichel care sunt supuse la încercări de durata la temperaturi mai mari, în medii
corozive, la scăderea nivelului de toleranţe a defectelor. Aceasta înseamnă că vor exista mai
multe restricţii asupra mărimii permise pentru defecte cum ar fi microporozităţile, segregările
intermetalice, şirurilor de nitraţi şi carburi şi alte incluziuni nemetalice [57-50]. Primele două
tipuri de defecte pot fi controlate prin îmbunătăţirea metodelor de proces (un control mai bun al
solidificării). Ultimele tipuri pot fi controlate prin modificări ale compoziţiei (conţinuturi mai mic de
C) sau prin îmbunătăţirea practicilor de topire .
Pentru a caracteriza defectele de solidificare (DS) la turnarea superaliajelor, Marder şi
Kortovich [60] au arătat că incluziunile de zgură (oxid) au fost singurele cauze pentru
deficienţele turnării. Studiile asupra unui superaliaj P/M pe bază de Ni au arătat că ciclul de
viaţă la oboseală (LCF) este determinat de prezenţa unor incluziuni mici de oxizi nemetalici în
196
material [61,62]. Incluziunile de oxizi au aria secţiunii transversale mai mică de 8 mm2 şi au
produs scăderi ale proprietăţilor mecanice în testul probelor de aliaje P/M [63].
Multe lucrări au tratat influenţa purităţii topiturii asupra calităţii turnării [26, 60, 64-65].
Se observă îmbunătăţiri importante prin selectarea materialelor de bază, prin minimalizarea
expunerii încărcăturii sau topiturii la oxigen sau azot (cum ar fi prevenirea scurgerilor din cuptor
sau deschiderile premature ale cuptorului) şi pentru o bună folosire (utilizarea sistemelor de
turnare şi a formelor curate). Oricum, introducerea oxigenului (sau oxizilor) în topitură prin
reacţii între topitură şi căptuşeala cuptorului este o problemă de fond care de obicei este greu
de neutralizat.
Cum s-a discutat mai sus, mulţi cercetători şi-au notat o creştere a nivelului de oxigen
în topituri de fier [1, 8, 10, 11, 19, 23, 29, 36, 67-71] şi nichel [11, 20, 24, 27, 30, 72] ca rezultat
a disocierii sau reducerii oxizilor căptuşelii. Acest oxigen se recombină cu elementele reactive
din topitură pentru a forma incluziuni de oxizi primari. Descompunerea căptuşelii conduce de
asemenea la subminarea grăunţilor creuzetului, care apoi trec în topitură şi formează incluziuni
mai mari [65] în timpul amestecării şi turnării.
În afară de introducerea oxigenului (şi oxizilor) în topitură, sunt introduşi şi alţi produşi
rezultaţi din procesul de descompunere a căptuşelii sunt introduşi, cum ar fi Zr [27, 66, 73, 74],
B [74], Al [24, 65, 67, 68] şi Mg [24, 27] şi depind de compoziţia căptuşelii. Figura II.2.4 arată
cum două creuzete din materiale diferite pot influenţa descompunerea impurităţilor din topitură.
În partea stângă este prezentat un creuzet de MgO care este folosit în topirea primară a
superaliajelor. Aşa cum este prezentat în figura II.2.4., Mg este introdus în topitură prin legătura
dintre topitură şi creuzet, şi, datorită presiunii sale de vapori ridicate mult magneziu se evaporă
şi apoi condensează pe suprafeţele reci din cuptor.
Tabelul II.2.4. Reducerea presiunilor pentru diferite materiale ale creuzetelor la topituri de Fe (0,1%C) la 16000C
Materialele creuzetului PCO (torr)
CaO 0.3
ZrO2 1
MgO 4
Al2O3 4
SiO2 610
197
În partea dreaptă din figură este prezentat un creuzet de ZrO2, care se foloseşte de
obicei în procesul de retopire pentru turnare. Puţin Zr este introdus în topitură ca rezultat al
reacţiilor dintre topitură şi creuzet. Gazele care nu condensează sunt N2, O2, H2O, H2, CO şi
sunt scoase prin sisteme de evacuare (la care se referă şi figura II.2.4).
Atâta timp cât disocierea şi reducerea oxizilor din creuzet cu participarea carbonului
formează CO, câţiva cercetători au sugerat că stabilitatea căptuşelii poate fi măsurată la
echilibru de presiune a CO [10, 76, 77]. Tabelul II.2.4. oferă o listă a câtorva presiuni ale CO
asupra topiturilor VIM la diferite creuzete.
Aşa cum indică şi tabelul, creuzetul din CaO trebuie să fie cel mai stabil, iar creuzetul
din SiO2, pe departe cel mai puţin stabil. Creuzetele de MgO şi Al2O3 sunt mai puţin stabile
decât ZrO2.
Schimbările presiunilor parţiale a gazelor necondensabile dintr-un cuptor de laborator
în timpul topirii unui superaliaj pe bază de Ni în contact cu ZrO2 stabilizat şi MgO pur (cristal
singular) au fost studiate de Johanson şi Sutton [14]. Ei au gasit diferenţe în compoziţia gazelor
în timpul încălzirii, topirii şi condiţiilor de echilibru. Presiunea finală a CO a fost aproape dublă
decât în cazul probei de MgO. De asemenea, a fost măsurată scoaterea amestecului adsorbit şi
a apei chimice (OH) din MgO; amestecul iniţial absorbit de proba ZrO2 a fost scos în timpul
perioadei iniţiale de încălzire, iar apa nu a fost detectată după topirea aliajului. De aceea,
evoluţia altor gaze în topitură în adiţie la CO sunt de asemenea influenţate de compoziţia
creuzetului.
Măsurarea conţinutului de incluziuni. Unul din cele mai importante măsuri este
determinarea conţinutului de incluziuni din superaliaje şi a fost cercetată de Pratt şi Whitney
Aircraft [62]. Tehnica implică următoarele etape:
1. Se vor lua probe repetate până se obţine o cantitate de 1,4 kg;
2. Retopirea electronică (nici un contact cu căptuşeala) pentru a scoate oxizii la suprafaţa
topiturii;
3. Extracţia electrochimică şi filtrarea acestor oxizi;
4. Măsurarea gravimetrică a conţinutului de oxid.
Aceste proceduri şi facilităţi au fost folosite pentru a măsura conţinutul de incluziuni
pentru o cantitate de 136 kg de Merl [76], pe un superaliaj de rulmenţi cu conţinut de Hf, care a
198
fost topit în creuzete de diferite compoziţii. Se notează că aceste creuzete de ZrO2 şi Al2O3
conţin cele mai multe incluziuni (>8 ppm). Condiţiile topirii VIM şi fierul vechi sunt identice
pentru toate încălzirile, astfel încât diferenţele dintre cantităţile de incluziuni se datorează
materialelor creuzetelor (puritate, compoziţie, structură şi proces de fabricaţie). Examinările
structurale detaliate a interfeţelor topitură-căptuşeală şi creuzetele utilizate indică faptul că au
loc numeroase reacţii chimice şi că oxizii care se formează în topitură sunt HfO2 şi Al2O3 [62,
66]. Aceştia sunt aceeaşi oxizi găsiţi în testul de incluziuni EB. Figura 2.6. rezumă câteva din
reacţiile principale care au loc lângă interfaţa topitură – căptuşeală.
Figura II.2.6. Secvenţă de reacţii chimice ce au loc între topitură şi creuzet în timpul procesului
VIM şi rafinare
A. Solid Lichid 2C+ZrO = Zr + 2CO C + MgO = Mg + CO 2C + Al2O3 = Al2O + 2CO C + CaO = Ca + CO C. Solid Gaz (por) 2MgO = 2Mg + O2 2SiO2 = 2SiO + O2 Al2O3 = Al2O + O2 Desorbtia la suprafata <H2O> = H2O <2CO2> = 2CO2 = 2CO + O2 A. B. Lichid Solid 2Al + 3O = Al2O3 Al2O + 2O = Al2O3 3Hf + 2Al2O3 = 3HfO2 + 4Al Ca + HfO2 + O = CaHfO3 xCa + Al2O3 + yO = CaxAl2Oy C. Gaz (por) Solid 4Cr + 3O2 = Cr2O3 2Ni + O2 = 2NiO 2Co + O2 = 2CoO Al2O + O2 = Al2O3 Ni + Mg + O2 = 2(Ni,Mg)O 2Mg + 2Al2O + 3O2 = 2MgAl2O4 2Mg + 2Al2O3 + O2 = 2MgAl2O4
199
Tehnica „sessile-drop‖ (picăturii pe plăcuţă) [73, 78, 79] a fost folosită pentru a studia
reacţiile interfaciale dintre căptuşeală şi topitură în detaliu ca şi pentru a măsura tendinţa
aliajului topit de a uda căptuşeala. Figura II.2.7. arată topirea unei probe mici cubice de Merl
[76] (figura II.2.7A şi II.2.7B) şi formarea unei topituri pe un substrat pur de Al2O3 [66, 80] într-un
cuptor cu vid. De notat că proba de aliaj fără adăugare de elemente reactive (Ti, Al, Hf, Zr) nu a
avut oxizi pe suprafaţă.
În contrast cu figura II.2.7A, figura II.2.7D arată oxizii din suprafaţa topită a aliajului
care conţine adaosuri de elemente reactive, indică faptul că elementele de aliere sunt oxidate
înainte şi în timpul topirii. O vedere mărită SEM a suprafeţei solidificate care este prezentată în
figura II.2.7 şi care arată o reţea continuă de oxizi de Al2O3 şi HfO2. Aceeaşi oxizi au fost găsiţi
şi la interfaţa topitură – căptuşeală.
Figura II.2.7. Formarea Al2O3 şi HfO2 în timpul topirii Merl 76+Hf la 10-4torr. Figura de mai sus arată o vedere mărită a straturilor Al2O3 şi HfO2 pe suprafaţa aliajului topit. Se notează că nu
există straturi pe proba mai mică (D, E, F) în care Al, Ti, Hf şi Zr sunt absente.
200
Aşa cum s-a menţionat mai devreme, căptuşelile de ZrO2 sunt mult mai stabile decât
cele de MgO (datorită etapei de echilibru a CO de deasupra topiturii), astfel producându-se
topituri curate. Oricum, aceasta nu este întotdeauna adevărat. Topiturile din creuzete de MgO
au fost mai curate. Această anomalie aparentă se datorează prea multor variabile care
afectează conţinutul de impurităţi din topitură sau turnare: puritatea, structura şi porozitatea
deschisă (şi densitatea) materialului creuzetului; umectabilitatea căptuşelii; tendinţa oxizilor din
topitură de a forma ciorchini [81] şi de a adera la suprafaţa căptuşelii. Dacă aceşti oxizi sunt
uşor detaşabili în timpul amestecării sau turnării VIM, incluziunile sunt mai mari în materialul
turnat.
Trebuie precizat că Hf, ca şi carbonul, este un puternic dezoxidant, şi în topitură el va
reduce Al2O3, MgO şi alţi oxizi. Aliajele pe bază de Hf au probleme la turnare datorită prezenţei
incluziunilor de HfO2.
Producerea topiturilor curate. Au fost utilizate (sau sugerate) câteva metode pentru
producerea de topituri mai curate, iar ele sunt rezumate mai jos:
1. Cuptor electric sau topire AOD a încărcăturii sau procedeul VIM a fierului vechi [1, 85]
2. Micşorarea timpului în care topitura stă în creuzet [1, 27, 86]
3. Topirea la presiuni mai mari VIM pentru a reduce descompunerea căptuşelii [19, 24]
4. Selectarea de căptuşeli mai stabile [76, 87, 88]
5. Retopirea VIM/ESR pentru a scoate incluziunile [62, 89]
6. Retopirea VIM/EB pentru a scoate incluziunile [90]
7. Filtrarea topiturii pentru a scoate incluziunile [91]
Produsele VIM
Turnarea lingourilor VIM sau electrozilor se face într-o gamă largă de mărimi (de obicei
formă cilindrică) şi pot cântări mai puţin de 13,6 – 45,5 Kg, dar până la 6800-13600kg.
Lingourile mai mici sunt folosite în primul rând în industria de turnare şi sunt retopite şi turnate
în alte forme (lame de motoare cu reacţie). Produsele turnate convenţionale sunt răcite în aer în
formele respective şi au în general o structură de grăunţi echiaxiali. Unele din produsele turnate
înalt aliate au microcontracturi şi pot fi presate izostatic (HIP) pentru a închide microporii. Multe
din produsele turnate din superaliaje sunt solidificate direcţional (DS) pentru a produce lame ce
201
au grăunţii orientaţi pe direcţia solidificării (de-a lungul lamei), sau au structuri eutectice în care
fibrele sau fazele lamelare au direcţia paralelă cu direcţia de răcire, sau au doar un singur
grăunte (cristal) care este orientat de-a lungul lamei.
Sarja VIM poate fi direcţionată pentru a produce pulberi, sau lingouri VIM care pot fi
retopite în altă locaţie şi apoi atomizate spre pulberi. Şarjele pentru producerea pulberilor
cântăresc între 136-909 kg. Pulberea este consolidată prin HIP sau extruziune, şi poate fi
forjată normal sau izotermic. Pulberile pot fi de asemenea topite cu o rază laser şi apoi
„pulverizate‖ într-o mandrină pentru a avea o formă specială (cum ar fi o elice de turbină). Un alt
proces inovator este de a combina produsele turnate şi pulberile într-un articol unic un exemplu
al acestei structuri este un set de lame turnate sub forma unei roţi de vagon, care este legată
prin difuzie (HIP) într-un disc, aşa formându-se o roată cu caracteristici unice.
Lingourile mari VIM (utilizate ca electrozi) sunt retopite prin VAR şi ESR (retopire
electroslag) pentru a produce lingouri având soliditatea şi micro- sau macro structura dorite.
Structura acestor lingouri este rafinată prin extruziune, presare, etc, pentru a forma bilete sau
bare, care sunt apoi forjate spre o formă finală sau bucată. Sunt descrise în continuare
procesele VAR şi VADER.
II.2.3.2. Retopirea în cuptor cu arc în vid
Retopirea în cuptor în vid cu arc consumabil este un proces de turnare care se
realizează în atmosfera controlata cu scopul de a realiza un lingou omogen din punct de vedere
chimic şi fizic. Energia, care realizează retopirea electrodului, este alimentata de arc, care are
loc între suprafaţa de jos a electrodului (de obicei catodul) şi peretele dintre creuzet / partea
superioara a lingoului (de obicei catodul) aşa cum este prezentat în figura II.2.8. Noesen (92)
realizează un scurt istoric detaliat a procesului de retopire în vid cu arc şi, scurte detalii vor fi
date în acest capitol. Retopirea în vid cu arc a fost utilizata pentru a topi metale reactive cum ar
fi zirconiu, titan şi alte metale greu fuzibile cum ar fi wolfram, tantal şi molibden. În cazul
metalelor reactive (Ti, Zr) nu este posibilă folosirea de materiale ceramice pentru creuzet care
să menţină metalul topit fără reacţii care să contamineze considerabil topitura. În mod similar,
nu sunt potrivite materiale ceramice pentru metalele refractare, cum ar fi wolframul, datorita
temperaturilor de topire înalte, mai mult, procesul VAR este utilizat pentru a topi aceste aliaje în
forme metalice răcite cu apă (neceramice). Electrozii metalelor reactive şi refractare sunt
202
realizaţi din pulberi compactate ori bucăţi metalice într-o forma solida cu o geometrie dorita.
Topirea în vid cu arc electrod consumabil este urmată de al doilea proces VAR, şi uneori chiar
de al treilea proces VAR, pentru a se asigura omogenitatea chimica şi structurala dorita.
În cazul superaliajelor pe bază de nichel şi fier, electrozii sunt turnaţi fiecare fie în
cuptoare electrice cu aer, inducţie ori AOD daca elementele de aliere sunt nereactive. În cazul
superaliajelor care conţin cantităţi considerabile de elemente reactive cum ar fi titanul, aluminiul
şi niobiu, electrozii sunt turnaţi din topituri realizate în cuptoare de inducţie în vid, cele
prezentate în capitolele anterioare.
Instalaţii VAR
Prezentarea schematica a cuptorului cu arc în vid este redata în figura II.2.8 şi include:
Creuzet. Un creuzet de cupru cu o dimensiune interioara egala cu cea a lingoului final
care este înconjurat de un sistem de răcire cu apa. Aceste sistem în mod normal include un
sistem de dirijare a apei care limitează zona circulară din jurul creuzetului prin care curge apa
FiguraII.2.8. Reprezentarea schematica a cuptorului cu arc cu
electrod consumabil in vid
203
de răcire, şi prin care poate varia viteza. Acest lucru este construit pentru a se realiza un
transfer de căldură maxim din exteriorul creuzetului la apa de răcire. Creuzetul este ataşat la
borna pozitiva de alimentare. Tensiunea de alimentare variază de la 100 KV pentru un cuptor
VAR mic de laborator până la 1000 KV pentru cuptoare industriale, cu electrozii care variază
între 14.000 kg sau mai mult.
Căptuşeala şi camera superioară. Căptuşeala cilindrică este situată deasupra
creuzetului şi ataşată cu o flanşă şi având un sistem de ermetizare. Aceasta căptuşeală include
şi electrozii care urmează a fi topiţi şi este dotată cu etanşare culisantă, ieşiri de vid şi ieşiri de
control.
Electrodul – Ram Arrangement. De obicei, electrodul (catodul) este susţinut printr-un
ax scurt, care este sudat de electrod manual, ori prin utilizarea puterii arcului de la cuptor. De
asemenea la capăt este ataşată bobina negativă de la alimentare şi sistemul de răcire de pe
piston. La capătul pistonului, un sistem de strângere din interior realizează contactul electric cu
axul pentru a transmite curentul de topire.
Sistemul de vidare. În funcţie de nivelul de vid dorit din cuptor, se folosesc mai multe
combinaţii de pompe cu aruncător, mecanice sau de difuzie. Acestea sunt ataşate de instalaţia
de vidare.
Controlul VAR. În mod normal, cuptoarele cu arc în vid unde se operează cu control
sub tensiune, şi unde electrodul introdus este controlat printr-un servomecanism care pune
electrodul în relaţie cu semnalul de fond al tensiunii din arc. Degajarea arcului fiind prea mare,
tensiunea a crescut şi astfel electrodul a fost pus dedesubt. Mai mult, când se cer curenţi la
topire joasă, oscilaţia curbei liniei de tensiune funcţie de degajarea arcului este prea mica şi toţi
operatorii vor controla mărimea arcului printr-o forma a controlului dispersat. Acest control este
un termen folosit pentru impulsul tensiunii pozitive care se găseşte pe arc. Timpul necesar
pentru a folosi examinarea cu osciloscopul este de câteva milisecunde. În mod normal,
degajarea arcului este destul de mica şi poate fi controlata prin studiul părţii de început a curbei
în forma de S.
Procesul de retopire în cuptor cu arc în vid
Căldura generată din procesul de retopire din cuptorul cu arc în vid este rezultată din
arcul electric dintre doi conductori metalici. Arcul este o parte componenta foarte fierbinte a
204
elementelor ionizate prin care trece un curent relativ mare. Aceasta intensitate de curent mare
al arcului (mai mare de 10.000 A) este caracterizata printr-o oscilare a tensiunii între 20-45 V.
Cobine [94], Somerville [95] and Wood [96] au studiat fenomenul arcului în detaliu. Recent,
Zanner a realizat un studiu interesant despre fenomenul retopirii cu arc în vid insistând asupra
transferului dintre arc şi metal. Unele dintre aceste lucrări vor fi amintite în acest capitol.
În lucrările lui Zanner [97, 98], a fost realizată o comparaţie vizibilă simultan cu
măsurătorile electrice ale arcului determinând astfel fenomenul care are loc în timpul retopirii în
cuptorul cu arc în vid. Otelul a fost topit într-un cuptor cu arc într-o forma de diametru 152 mm
folosind un curent de 3 KA . Zanner [97, 98] descrie formarea undelor asociindu-le cu
fenomenele de picurare scurta. Picurarea se realizează pe o coloana din metalul topit, şi ca
deschiderea dintre anod şi catod cauzează scurtarea arcului. Zanner descrie trei clase (clasa
A, B şi C) de unde electrice asociate cu aceste scurtcircuitări. Diferenţierea celor trei clase este
determinată de durata scurtcircuitului şi de prezenţa tensiunii la descărcarea secundară a
arcului. Clasa A este cea de ―lunga durata‖ (0,010 sec) şi are o descărcare secundară a arcului.
Tensiunea creste în timpul acestei perioadei (0,010 sec) aceasta tensiune fiind redusă la o
valoare mai mica. Clasa B este similara cu clasa A, exceptând timpul de răspuns care este mai
mic şi se observa a uşoară schimbare în alimentare. Clasa C diferă de celelalte doua prin o
scădere a tensiunii după descărcarea arcului.
Se poate concluziona:
1. O lunga perioada de timp, durata retopirii cu arc electric în vid este încălzirea catodului şi
anodului. Aceasta observaţie este confirmata prin date care arata ca în procesul de
infiltrare scurta, timpul este 3 % din timpul total de topire. Cu alte cuvinte, doar 3 % din
timpul total este cel în care metalul este transferat de la catod la anod.
2. Un mod important de transfer al metalului de la catod la anod este realizat prin topirea
columnară cu aglomerarea relativ mare la transfer, de fiecare data.
3. Observarea arcului în condiţii experimentale ne infirmă faptul ca acesta se comportă în
acelaşi fel ca şi în cazul topirii cu arc electric în vid. Kimblin [99] descrie aceasta
comportare ca şi o amplificare a semnalelor catodului, a difuziei coloanei arcului, şi a
difuziei curentului la catod.
205
4. O eliminare semnificativa a particulelor este realizata doar atunci când coloana este în
stare deteriorată. Acest rezultat a fost obţinut cu sprijinul a peste 15.000 de înregistrări de
mişcare.
5. Eliminarea particulelor apare a se realiza pe orizontală iar conţinutul de particule aderate
pe suprafaţa catodului şi anodului se realizează în proporţii egale.
6. O distribuţie normala a mărimii particulelor eliminate arata o valori cuprinse între 0.3 mm şi
2 mm.
7. O vaporizare semnificativa a incluziunilor nemetalice nu se realizează în timpul retopirii cu
arc consumabil în vid. Aceasta constatare este argumentată şi de cele peste 15.000 de
înregistrări de mişcare. Suprafaţa electrodului apare a fi foarte neted şi nu exista dovezi ca
ar exista bule de gaze pe suprafaţa acestuia. De asemenea, transferul se realizează prin
procesul de bază, şi aceste incluziuni blocate vor fi transferate de la electrod în topitura
prin picaturile lichide.
8. Metalul topit de la catod apare a avea aceeaşi culoare, şi printr-o gândire subiectivă,
temperatura apare a fi apropiată de temperatura de topire a aliajului.
9. Spotul luminescent se deplasează prin clusteri şi aceşti clusteri migrează spre suprafaţa
exterioară a catodului care sunt ulterior adunaţi.
10. Evenimentele din jurul arcului apar a fi controlate de proprietăţile de suprafaţă.
Protuberantele se formează foarte aproape de suprafaţa anodului cu o mica influenta sau o
lipsă a acesteia asupra formei şi magnitudinii undei electrice determinate prin inspecţie
vizuală.
11. După ce suprafaţa interioară a camerei de topire a fost arsă, presiunea din camera în
timpul topirii a fost de aceeaşi mărime şi magnitudine ca şi atunci când a fost măsurată cu
arcul inactiv. (0,001 Torri fata de 0,004 Torri).
Segrearea şi structura
Aşa cum a fost descrisă mai devreme, retopirea sub vid a aliajelor pe baza de Ni şi Fe
a fost realizata pentru un control structural. Solidificarea direcţională care se întâlneşte în
procesul de retopire cu arc electric în vid permite realizarea unui lingou fără retasuri. O
structura omogena poate fi realizata printr-un număr minim de macrosegregaţii atunci când se
studiază lîngoul gata turnat. Oricum, realizarea unei structuri fără segregaţii nu este uşor de
realizat în cazul unor aliaje de tipul ÎN-718, chiar şi în cazul retopirii cu arc electric în vid. Figura
206
II.2.9. arata incluziunile din ţagla, care a fost forjată din lingourile impurificate. Pe o suprafaţă
decapată, incluziunile apar întunecate (figura II.2.9 A). În figura II.2.9 B poate fi observată
analiza SEM a defectelor ―incluziunilor‖ în lingoul ÎN-718. O structură tipică pentru acelaşi tip de
aliaj este observata în afara zonei cu ―incluziuni‖ în figura II.2.9 C. Zona cu defecte conţine faze
delta aciculare (faza ortorombică Ni3Cb), numeroase carburi care precipită. De asemenea sunt
prezente şi faze globulare Laves (A2B cu conţinuturi de Ni, Cb, Fe, Cr, Mo, Ti şi Si). Formarea
macrosegregaţiilor în cazul retopirii cu arc electric în vid este cauzată de curgerea
interdendritică a fluidului şi prin curgerea fluidului în baie cauzată de agitarea electromagnetica
şi de transferul prin convecţie a lichidului.
Figura II.2.9. Imagini care reprezintă spoturile (cele întunecate) prin secţiune in lingou (A), si analiza SEM a incluziunilor
(B) si a regiunii fără incluziuni (C).
207
Este cunoscută metoda de omogenizare a lingourilor realizate prin retopire cu arc în
vid prin forjare, pentru a elimina microsegregările. Această tehnică nu împiedică formarea
microsegregărilor prin tratamente termice la temperaturi înalte (omogenizare) în timp ce
distantele de difuzie dorite sunt mari la scara interatomica. Este de asemenea posibil un control
eficient al mărimii grăunţilor în lingou prin topire. De exemplu, omogenizarea materialului aşa
cum a descris-o Troutman [101] poate forma grăunţi echiacşi; Pridgeon [102] demonstrând
acelaşi lucru în cazul omogenizării aliajului U-700. Omogenizarea de lungă durată într-o direcţie
poate forma macrosegregaţii.
Figura II.2.10. Reprezentarea schematica a procesului de turnare VADER (Retopire cu arc cu
dublu electrod în vid )
În aliajele de uraniu şi colombiu, unde nivelul columbiului este de aproximativ 6 %,
macrosegregatiile se întâlnesc ca inele periodice la interfaţa solid-lichid. Segregarea
columbiului în inel poate avea o diferenţă mai mare de 2 % fata de medie. Aceasta diferenţă
este cauzată printr-o curgere şi prin transportul soluţiei solide pasive între cuva de topire şi
regiunea interdendritică adiacentă. Zanner şi Bertram [103] au încercat modelul acesta
realizându-se prin transfer de căldură, curgerea fluidului şi prin solidificare.
Modelul matematic simulează condiţiile termodinamice, magnetohidrodinamice şi
curgerea fluidelor în regiunea solid-lichid a lingoul solidificat [103]. Următoarele experimente şi
208
completări ale modelului vor fi făcute pentru a detalia condiţiile interne ale procesului de
solidificare.
O noua tehnică VAR de turnare (VADER)
Procesul VADER (Retopire cu arc cu dublu electrod în vid) a fost studiat şi brevetat de
Corporaţia Special Metals [104]. Schema de funcţionare a acestui proces este reprezentata în
figura II.2.10. În procesul VADER, cei doi electrozi consumabili sunt poziţionaţi orizontal, iar
metalul topit este picurat într-o formă staţionară, rotativă ori demontabilă situată sub electrod.
Picurarea topiturii din fata celor doi electrozi va începe când există suficient lichid care să cadă.
Procesul cele mai bine controlat din punct de vedere termic deoarece este controlat natural;
compoziţia materialului şi forţa gravitaţională cauzând curgerea topiturii întotdeauna la această
temperatură. Măsurătorile temperaturii picaturilor de pe electrod indica ca aceasta este sub
temperatura de topire a aliajului. Aceste măsurători au fost făcute pentru un superaliaj ÎN -718
unde temperatura a fost cu 20 F sub fază lichidă şi a fost măsurată prin analize termo-
diferenţiale. Procesul are unele avantaje faţă de retopirea cu arc în vid:
1. Lichidul este foarte vâscos datorită conţinutului de faze solide care încetineşte curgerea. În
timp ce arcul este poziţionat deasupra materialului topit în creuzet, efectele
electromagnetice ale agitării sunt minimizate.
2. Ca şi la procesul normal VAR în cazul acestui proces nu exista depuneri de vapori pe
pereţii formei care pot apoi să cada în topitura şi să cauzeze defecte interne în lingou.
3. Procesul necesită doar 50% din energia necesară la retopirea cu arc în vid normală.
4. Procesul produce grăunţi conform ASTM 4-8, care sunt echiacşi în natură. Procesul a fost
dovedit a fi util la topirea materialelor înalt aliate care sunt în mod normal realizate din
pulberi presate izostatic ori extrudate.
5. Lingoul este supus testelor ultrasonice.
Procesul de inducţie în vid este cel mai flexibil dintre procesele de topire în vid,
permiţând un control independent al temperaturii, presiunii şi transportului de masă prin agitare.
Metalurgic, este cel mai bine controlat proces în ceea ce priveşte compoziţia şi puritatea
aliajului. Sunt folosite pentru topirea primară a superaliajelor, oteluri speciale cu rezistenţa mare
la coroziune, aliaje cu proprietati electrice şi magnetice speciale, metale de înaltă puritate, şi
209
aliaje folosite în industria nucleara şi aerospaţială. Procesul de retopire cu arc electric în vid s-a
dovedit a fi un proces viabil pentru a produce lingouri fără segregaţii la superaliaje, titan,
molibden, wolfram şi tantal. În cazul unei topiri puternice şi a elementelor reactive, acesta este
singurul proces care este fiabil din punct de vedere economic pentru a consolida materiale prin
topire. Materialele dense, omogene, de puritate ridicata care sunt maleabile prin forjare,
extrudare şi laminare. Structura care apare în lingou ajuta la obţinerea unor proprietati
superioare găsite în material după forjare. Noul proces, de retopire cu arc cu dublu electrod în
vid poate realiza un control din punct de vedere structural şi din punct de vedere al mărimii de
grăunte mult mai bune decât în materialele retopite în cuptorul cu arc electric în vid.
Co.,Amsterdam, Netherlands, 898, pp.1971. 11. F.N.Darmara, ―Vacuum Induction Melting: the Revolutionary Influence in Steelmaking‖,
J.Metals, 19, pp.42-48, 1967. 12. W.E.Britton, and o., ―Vacuum Melting‖, Harvard Business School report, April, 1957. 13. J.S.Huntington, F.H.Soykan, ―Energy savings with a dual pumping system for vacuum
induction melting‖, Proc.6th Int.Vac.Met.Conf., San Diego, CA, pp.450-457, April 23-27, 1979.
14. W.E.Johnson, W.H.Sutton, ―Residual Gas Analysis Applied to Vacuum Induction Melting‖, Proc.35th Electric Furnace Conf., Chicago, IL, Iron & Steel Soc.AIME, pp.201-207, 1977.
15. C.E.Fitterer, ‖Determining Duplicate Oxygen Reading of Liquid Alloys with a Single Probe in the Vacuum Induction Process‖, 5th Int.Symp.on Electroslag and Other Special Melting Tech., Carnegie-Mellon Ins. of Res., Pittsburg, PA, 2, 679-688, 1975.
16. T.B.King, ―Thermodinamics and Kinetics in Vacuum Metallurgy‖, Vacuum Metallurgy, Reinhold Pub. Corp., New York, pp.35-38, 1968.
17. E.S.Machlin, ―Kinetics of Vacuum Induction Theory‖, Trans.AIME, 218, pp.314-326, April, 1961.
18. A.M.Samarin, ―Deoxidation of Steel in Vacuum‖, Vacuum Metallurgy, Reinhold Publ.Corp., N.Y., pp.255-265, 1968.
211
19. A.M.Aksoy, ―Thermodinamics and Kinetics in Vacuum Induction Melting‖, Vacuum Metallurgy, Reinhold Publ.Corp., N.Y., pp.59-78, 1958.
20. O.Winkler, ―The Theory and Practice of Vacuum Melting‖, Metallurgical Reviews, 5 (17), pp.11-17, 1960.
21. R.G.Ward, ―Aspects of Molten Ferrous Metallurgy‖, Univ.of Toronto Press, 1964. 22. J.F.Elliot, Le Vide, No.135, p.123, 1968. 23. W.A.Fischer, A.Hoffman, ―Properties of Iron and Steel Melts in High Vacuum, Archiv
fur das Eisenhuttenwesen, 29, pp.339-359, June, 1958. 24. G.A.Vaugh, G.H.Geiger, ―Melt-Crucible Interactions and Inclusions in Vacuum Melted
Ni-Al-Ti Alloys‖ Proc.6th Int.Vac.met.Conf., San Diego,CA, pp.357-380, April, 23-27, 1979.
26. J.D.Barber, R.C.Hambleton, ―Investigation Into Cleanliness of Nickel-Rich Vacuum-Casting Alloys‖, Foundry Trade J., 131, pp.107-112, 1970.
27. V.I.Kashin, A.M.Samarin, ―The Vacuum Melting of Nickel-Base Heat-Resisting Alloys‖, The Uses of Vacuum in Metallurgy, trans. by E.Bishop, London, pp.3-12, 1965.
29. P.P.Turillon, E.S.Machlin, ―Deoxidation of Pure Iron by Vacuum Induction Melting‖, Trans.1959 Vacuum Met.Conf., Amer.Vac.Soc., N.Y., Univ.Press, pp.81-98, 1960.
30. A.Simkovich, ―Refractory Metal Studies in Vacuum induction Melting‖, Trans.Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., pp.361-375, 1967.
31. T.J.Bosworth, ―Vacuum Melting: Influence of Hydrogen Pretreatment of Crucibles on Oxygen Content‖, Trans.AIME, 212, pp.489-493, 1958.
32. K.M.Bonar, J.L.Cunningham, F.H.Walther, ―Stability of Commercial Refractories in Vacuum‖, J.Amer.Ceramic Soc., 46 (7), pp.683-687, 1976.
33. B.E.Hopkins, G.G.H.Jenkins, H.E.N.Stone, ―Production of High Purity Iron and Iron Alloys on a 25-lb. Scale‖, J.Iron and Steel Inst., 168, pp.371, 1951.
34. J.Szekely, S.D.Fang, ―The Dynamics of Gas Bubble Growth at Reduced Pressures‖,Proc.4th Int.Conf.of Vac.Met., Japan, Proceedings Section 1, pp.52-56,1974.
35. B.V.Linchevskii, ―Behavior of the Components of Stainless Steel during Vacuum Melting‖, Izvest, Vuz-Chernaya Met, pp.70-76, March, 1963.
36. N.A.Parlee, S.R.Seagle, R.Schuhmann, Jr., ―Rate of Carbon-Oxygen Reactions in Liquid Iron‖, Trans.AIME, 212 (2), pp.132-138, 1958.
37. T.B.King, R.A.Karasec, P.Dastur, Heterogenous Kinetics at Elevated Temperatures, Plenum Pub.Co., New York, 1970.
38. M.Olette, ―Some Fundamental Aspects of Metallurgical Processes in Vacuum‖, Proc.4th Int.Conf.Vac.Met., Japan, Section 1, pp.29-34, 1974.
39. N.Meysson, A.Rist, ―Theoretical Calculations of the Deoxidation of Liquid Steel by Bubbling of Methane‖, Rev.Met., 62 (2), pp.121-126, Feb. 1965.
42. W.A.Fisher, ―Effect of High Vacuum on the Metallurgy of Iron‖, Archiv fur das Eisenhuttenwesen, Vol.31, pp.1-9, 1960.
43. G.A.Garnyk, A.M.Samarin, ―Vacuum Metallurgy (of Steel)‖, Izvest.Akademii Nauk SSSR, Otdelenie Teknicheskin Nauk, May, 1957.
44. A.Simkovich, ―Variable Affecting Nitrogen removal in the Vacuum-Induction Melting of Iron-Base and Nickel-Base Alloys‖, J.Metals, 253 (4), pp.504-512, 1966.
45. W.B.Kent, ―Trace Element Effects in Vacuum-Melted Alloys‖, J. Vac. Sci. Technol., 11 (6), pp.1038-1046, nov/dec, 1974.
46. P.P.Turillon, ―Evaporation of Elements from 80/20 Nickel-Chromium During Vacuum Induction Melting‖, Trans.6th Int.vac.Met.Conf., pp.88, 1973.
47. R.Ohno, ―Thermodynamic Considerations on Desulphurization of Cast Iron in Vacuum Melting‖Tohoku Univ., Science reports of the Res. Inst., series A, vol.12, pp.353, Aug., 1960.
48. W.Janiche, H.Beck, ―Desulfurization and Deoxidation of High Purity Iron in the Vacuum Melting Process‖, Archiv fur das Eisenhuttenwesen, Vol.29, pp.631-642, Oct, 1968.
49. R.G.Ward, R.Hall, ―Desulfurization of Molten Steel by Solid Lime During Vacuum Melting‖, J.Iron and Steel Inst., 195, pp.75-78, Mat, 1960.
50. S.E.Volkov, et o., ―Desulfurization of Steel in Vacuum Induction Melting Furnaces‖, Stal (in English), pp.115-118, Feb, 1965.
51. D.J.Wilson, J.J.deBabarbadillo, E.Snape, ―Desulfurization, Deoxidation And Sulphide Shape Control with Nickel-Magnesium‖, Proc. 33rd Electric Furnace Conf., Iron and Steel Soc., AIME, pp;196-209, 1975.
52. J.G.Cannon, R.S.Cremisio, C.F.Elliott, ―Sulfur-Its Effects Removal or Modification in Vacuum‖, Proc.3rd Int.Symp.ESR&Other Spec. Melt Tech., Part III, pp.1-30, 1971.
53. R.E.Bailey, R.R.Shring, R.J.Anderson, ―Effects of a Rare Earth Addition on Unitemp 901‖, Superalloys, Metallurgy and Manufacture, Proc. 3rd Int.Symp. on Superalloys, Seven Springs, PA, Claitor‘s pub.Div., Baton Rouge, LA, pp.109-118, 1976.
54. M.F.Rothman, ―Desulfurization of a Nickel-Base Superalloy During Vacuum Induction Melting by Means of Rare Earth Additions‖, Trans.1977 Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., pp.49-76, 1977.
55. D.Li, G.E.Maurer, F.Cosandy, R.Foote, J.K.Tien, ―Role of Cerium in the Refining Process of a Nickel-Chronium Alloy and an Iron-Nickel Base Superalloy‖.
56. C.J.Burton, ―Selenium Control in Vacuum Induction Melting‖, Trans.1977 Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., pp. 76-89, 1977.
57. G.W.Meetham, ―Superalloy Processing and Its Contributions to the Development of the Gas Turbine Engine‖, High Temperature Alloys for Gas Turbine, Applied Science Pub., London, pp.837-859, 1978.
58. S.R.Houldsworth, ―The Significance of Defects in Nickel-Base Superalloys‖ Superalloys 80, Proc.4th Int.Symp. of Superalloys, ASM, pp.375-383, 1980.
59. E.Bachelet, ―Quality Casting of Superalloys‖, High Temperature Alloys for Gas Turbines, Applied Sci.Pub., London, pp.665-699, 1978.
60. J.M.Narder, C.S.Kortovich, ―Characterization of Casting Defects in Typical castings of a Directionally Solidified Superalloy‖, Final Rept. AFML-TR-79-4060, TRW Materials Tech.Lab, Cleveland, OH, Contract F33615-5373, June, 1979.
61. C.E.Shamblin, R.F.Halten, W.R.Pfouts, ―Manufacturing Methods for Improved Superalloy Powder Production‖, AMFL F33615-78-e-5225 Second Interim Report.
213
62. E.E.brown, J.E.Stulga, L.Jennings, R.W.Salkeld, ―The Influence of VIM Crucible Composition, Vacuum Arc Remelting and Electroslag Remelting on the Non-Metallic Inclusion Content of Merl 76‖, Superalloys‘80, Proc.4th Int.Symp. on Superalloys, ASM, pp.159-162, 1980.
63. J.D.Buzzanell, L.W.Lherbier, ―Processing Effects on the Properties of P/M Rene 95 Near Net Shapes‖, Superalloys ‘80, Proc.4th Int.Symp. on Superalloys, ASM, pp.149-158, 1980.
64. J.M.Drapier, ―Progress in Advanced Directionally Solidified and Eutectic High Temperature Alloy‖, High Temperature Alloy for Gas Turbine, Applied Sci.Pub., London, pp.701-736, 1978.
65. W.H.Sutton, ―Influence of Metal-Ceramic Reactions on Casting Quality‖, 25th Ann.Mtg.of the Investment Casting Institute, Denver, CO, Oct, 5-8, pp.10:1to 10:29, 1977.
66. W.H.Sutton, G.E.Maurer, ―Influence of VIM Crucible Composition on Non-Metallic Content of an Advanced Hafnium-Bearing Nickel-Base Superalloy‖, Proc.6th Int.Vacuum Metallurgy Conf. On Special Melting, San Diego, CA, pp.340-356, April 23-27, 1979.
67. K.R.Olen, ―Vacuum-Carbon Deoxidation of Iron Melts in a 70% Alumina Brick Crucible‖, J.Vac. Sci.&Tech., 7 (6), pp.S149-S153, 1970.
68. C.W.Hunter, S.K.Tarby, ―Carbon Deoxidation of Steel melts in Al2O3 crucible Under Reduced Pressures‖, Trans.Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., pp.355-388, 1968.
69. J.F.Elliot, ―Metal-Refractory Reactions in Vacuum processing of Steel and Superalloys‖, 29th electric Furnace Proceedings, AIME, pp.12-18, 1971.
70. C.B.Griffith, P.Fedock, ―Gas evolution from Refractories During Ladle degassing‖, Trans. Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., pp.463-478, 1968.
71. G.H.Bennett, H.T.Protheroe, R.G.Ward, ―The Role of Vacuum-Melted Steel‖,J.Iron&Steel Inst., 195, part 2, pp.174-180, 1960.
72. Syan-Khua Shao, Chzhi Shui, Chzhao Zhen‘-Chuan‘ and Tsui Pei-Syum, ―Oxidation of Nickel with Oxygen form the Crucible Material During Melting in a Vacuum induction Furnace‖, Acta.Met.Sinica, 8 (3), pp.292-294, 1965.
73. E.Snape, P.R.Beeley, ―Refractory-Melt Reactions in Vacuum Induction Melting of Nickel-Base Alloys‖, J.Amer.Ceramic Soc., 50 (7), pp.349-358, 1967.
74. R.F.Decker, J.P.Rowe, J.W.Freeman, ―Relations of High-Temperature Properties of a Ti+Al Hardened Nickel-Base Alloy to Contamination by Crucible‖, Trans.AIME,212, pp.686-694, 1968.
75. W.F.Moore, ―Vacuum Melting-Induction‖, General Electric Co, Rpt.No.66-C-386, Nov.1966.
76. J.Zotos, ―Thermodynamic Reactivity of Carbon in Steel with Past, present and Future Steel Processing Refractories‖, Amer.Foundary Soc.Trans., 71, pp.689-692, 1963.
77. K.Krone, J.Kruger, H.Winterhager, ―Beitrag zum Schmelzen von NiCr-Basislegierungen in Hockvakum, Forschungsber des. Landes Nordrhein-Westfalen‖, No.1825, Westdeutscher Verlag, Köln und Opladen, a967.
78. W.H.Sutton, ―Investigation of Vacuum Melt-Refractory Using Sessile Drop Techniques‖, Proc.5th Int.Symp.on ESR & Other Spec.Melt.Tech., Part II, Pittsburgh, PA, pp.648-678, Oct.16-18, 1974.
214
79. W.H.Sutton, ―Investigation of Vacuum Melt-Refractory reactions Using Sessile Drop Techniques‖, Proc.1975 Vac.Met.Conf., Vac.Met.Div.of AVS, Columbus, OH, Microfishe, pp.160-182, June 23-25, 1975.
80. W.H.Sutton, G.E.Maurer, ―Formation of Inclusions in Hf-Bearing Superalloys‖, 28th Ann.Mtg.Investment Casting Inst., San Francisco, CA, pp.18:01-18:19, Oct, 2-4, 1980.
86. Anon., ―Vacuum Melting: Now Look What They‘re Doing‖, Steel, pp.39-40, July 21, 1969.
87. W.H.Sutton, ―Selection of Refractories for Vacuum Cast Alloys: Importance of Refractory Stability and chemical Inertness‖, Proc.26th Ann.Mtg.Invest.Casting inst., Oct. 5-7, Scottsdale, AZ, pp.12-1 to 12-33, 1978.
88. K.Harris. R.E.Schwer, ―The Influence of Nitrogen and Oxygen on the Castability of IN-100"‖ Proc.1977 Vac.met.conf., Amer.Vac.Soc., pp.389-422, 1977.
89. K.Harris,L.L.Gill, ―Development of a VIM+ESR Process Route for Direct Forging of Components from Ingot in Nickel-Base Precipitation Hardened Superalloys‖, Union Carbide UK Ltd., trans. 151, pp.95-96, Jan.10-11, 1973.
92. S.J.Noesen, ―Vacuum Arc Melting from Robert Hare 1839 to the Present‖, Trans. 1967 Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., N.Y.,pp.503-550, 1968.
93. M.F.Rothman, Report H8-T-T2-T1, Special Metals Co., May, 23, 1971. 94. J.D.Cobine, ―Gaseous Conductors‖, Dover Publications Inc., New York, 1953. 95. J.M.Somerville, ―The Electric Arc‖, Methuen&Co, Ltd., London, 1959. 96. F.W.Wood, R.A.Beale, ―Studies of High-Current Metallic Arcs‖, Bulletin 625,
Bur.Mines, U.S.Dept.Interior, 1965. 97. F.J.Zanner, ―Observation of the Vacuum Arc and Metal transfer During Vacuum
Consumable Arc Remelting‖, Proc. 6th Int.Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., San Diego, CA, pp.417-427, April 23-27, 1979.
98. F.J.Zanner, ―Metal Transfer During Consumable Arc Melting‖, Met.Trans.AIME, 10 B, pp.133-142, June, 1979.
99. 100.C.W.Kimblin, J.Applied Physics 40, p.1744, 1979. 100. 101.L.W.Troutman, ―Ingot Structure Control of Vacuum-Arc-Melted High-
Temperature Alloys‖, Trans. 1967 Vac.Met.Conf., Amer.Vac.Soc., pp.599-613, 1968.
215
101. 102.J.W.Pridgeon, ―Manufacturing Process for Improved High-Strength Superalloy Sheet‖, Union Carbide Corp., Techn.Dept., Materials Syst. AFML IR-9-101 (no.1), 1966.
102. 103.F.J.Zanner, L.A.Bertram, ―Computational and Experimental Analysis of a U-6w/o Nb Vacuum Consumable Arc Remelted Ingot – A Progress Report for the Sandia Macrosegregation Study‖, Sandia Nat‘1. Lab., Rept.SAND 80-1156, April, 1981.
103. 104.F.H.Soykan, J.S.Hungtington, U.S.Pat.4,261, 412, April 14, 1981. 104. 105.M.J.Donachie, Jr., Superalloys – Source Book, A Collection of outstanding Articles
from the Technical literature‖, Amer.Soc.for Metals, Metals Park, Ohio, 1984. 105. 106.C.P. Sullivan and M.J. Donachie, a series of articles appearing in Mets. Eng. Qtly.
, 7 (Feb. 1967), 36-45; 9 (May 1969), 16-29; 11 (Nov. 1971), 1-11. 106. 107.C.T. Sims : Two articles appearing in J. Mets. , 18 (Oct. 1966), 1119-1130; 21
(Dec. 1969), 27-42. 107. 108.R.F. Decker : Strengthening Mechanisms in Nickel-Base Superalloys, in Steel
108. 109.R.G. Davies and T.L. Johnston : The Metallurgical Design of a Superalloy, in Ordered Alloys , Claitor‘s Pub. Div., Baton Rouge , LA(1970), 447-470; discussion , 470-474.
109. 110.C.P. Sullivan, M.J. Donachie and F.R. Morral : Cobalt Superalloys – 1970 , Cobalt Information Center, Brussels (1970).
110. 111.C.T. Sims and W. Hagel, eds.: The Superalloys, J. Wiley, New York, NY (1972). 111. 112.W. Betteridge and J. Heslop , eds. : The Nimonic Alloys, Crane, Russak and Co.,
New York, NY (1974). 112. 113J.K. Tien and S Purushothaman: The Metallurgy of High Temperature Alloys, in
Proceedings of the Symposium on Properties of High Temperature Alloys, Electrochemical Society, Princeton, NJ (1976), 3-41.
113. 114.C. Hammond and J. Nutting: The Physical Metallurgy of Superalloys and Titanium Alloys, Met. Sci., 11 (1977), 3-41.
114. 115.V. Lupinc and TB Gibbons: Factors Influencing the Creep Behavior of Ni-Cr-Base Alloys, Met. Sci., 11 (1977), 474-490.
115. 116.C.H. White : Nickel Base Alloys, in Development of Gas Turbine Materials , Applied Science Publishers Ltd. , London (1981), 89-119.
116. 117.W. Betteridge and A. W. Franklin: The effect of Heat Treatment and Structure on the Creep and Stress Rupture Properties.
117. 118.Ienciu, M., Moldovan, P., Panait, N., Buzatu,M.: ―Elaborarea si Turnarea Aliajelor Neferoase‖, EDP, Bucuresti, 1982.
118. 119.Buzatu, M., Moldovan, P.: ―Elaborarea Aliajelor de Prima Fuziune‖, INTACT, 1998.