Structura primara a fontelor cenusii

STRUCTURA PRIMARA A FONTELOR CENUSII

GERMINAREA SI CRESTEREA CRISTALELOR

In cazul fontelor, ca si la celelalte aliaje cristalizarea incepe la cateva puncte discrete numite germeni, sau centre de cristalizare si continua prin cresterea numarului si dimensiunilor acestor germeni. De aici rezulta cei doi parametri determinanti ai procesului de cristalizare: viteza de formare a germenilor (n sau I in Numar/m³·s) si viteza liniara de crestere a germenilor (v, in mm/min).

In ceea ce priveste modul de formare a germenilor trebuie facuta o distinctie intre germeni proprii (omogeni) si germeni straini (eterogeni).

Germenele omogen trebuie considerat ca o prima grupare a unui anumit numar de atomi dupa simetria cristalului metalic; se poate presupune ca este vorba de un stadiu intermediar intre simetria de ordine departata si simetria de ordine apropiata. In fapt, fiecare grupare de atomi in metalul lichid constituie un germene potential, dar aceasta grupare este efemera si nu devine stabila decit daca atinge anumite dimensiuni, determinate de considerente termodinamice.

Germinarea omogena (spontana). Daca se admite intr-un metal topit aparitia unei particule solide (un germene omogen potential) de volum unitar v, variatia corespunzatoare de energie libera a sistemului poate fi considerata ca fiind alcatuita din doi termeni:

diferenta intre energiile libere (pe unitatea de volum) corespunzind respectiv, elementului de metal lichid care cristalizeaza si particulei solide care rezulta, - ΔG_v, in erg/cm³;

energia libera de interfata (superficiala) intre particula solida si restul de metal lichid, σ, in erg/cm².

Variatia de energie libera ΔG, care corespunde formarii unei particule sferice de raza r, este data de expresia:

in care si sint marimi proprii ale metalului, astfel incit poate fi considerat ca o functie de . Maximul acestei functii se obtine prin anularea primei sale derivate in raport cu r:

de unde:

unde este raza critica,

In fig 1.14, a se da reprezentarea grafica a functiei AG-f(r), ca si a celor doi termeni, functii de r, a caror suma algebrica este, pe baza carora se poate da o interpretare fizica simpla a teoriei germinarii spontane.

Miscarea atomilor in metalul topit are drept consecinta creare ocazionala a unor grupari simetrice. Aceste grupari sint instabile in timp. Ele se descompun si reapar in alta parte, dar trebuie luate in consideratie ca germeni potentiali.

In momentul constituirii, fiecare grupare are un volum determinat. Fie r raza sferei cu acelasi volum:

daca , gruparea tinde sa se micsoreze, deoarece cresterea sa ar corespunde unei mariri a energiei libere a sistemului (v. fig. 1.14, a); ca urmare germenele potential aparut intimplator se dizolva din nou;

daca , orice variatie de volum a gruparii este insotita de o diminuare a energiei libere a sistemului; este posibil ca gruparea sa se dezvolte, adica este posibil ca germenele potential sa devina germene stabil; totusi, nu exista o certitudine, deoarece valoarea lui ΔG este pozitiva si chiar maxim­a; maximumul (M) este bariera energetica, iar raza corespunzatoare este denumita raza critica, r*;

daca , cresterea gruparii devine o certitudine deoarece ΔG devine atunci negativ; r_s este raza stabila si orice germene cu raza echivalenta sau superioara este stabil.

Aceste consideratii duc insa la intrebarea: cum se poate forma o grupare cu raza r=r*, cind aceasta corespunde unei cresteri a energiei libere? Raspunsul este dat de teoria fluctuatiilor.

Intr-adevar, dupa Frenkel, in lichide atomii vibreaza intocmai ca si in cazul solidelor. Valoarea medie a energiei cinetice a atomilor care vibreaza in jurul unei pozitii de echilibru determina temperatura metalului. Este insa greu de presupus ca numarul imens de atomi existent intr-un lichid vibreaza cu aceeasi energie cinetica. Exista atomi care au o energie cinetica mai mare, sau mai mica decit energia cinetica medie, adica se poate vorbi de o fluctuatie de energie, existenta in sistemul dat de atomi. Totusi, cel mai mare numar de atomi nu au energia medie E₁ (fig. 1.14, b). Numarul de atomi cu energie E₂>E₁ este mai mic (n₂). In cazul unei solutii lichide pot avea loc si fluctuatii de concentratie. Fluctuatiile de energie si concentratie nu sint specifice unor grupe de atomi anumiti. Energiile atomilor individuali sau a grupelor de atomi variaza continuu, dar repartizarea generala se mentine si poate fi reprezentata grafic (fig. 1.14, b).

Probabilitatea prezentei unor portiuni din topitura cu o energie sau concentratie diferita de valoarea medie este cu atit mai mica cu cit abaterea este mai mare. Afirmatia rezulta imediat din figura 1.14, b, in care se vede ca daca abaterea de la energia medie E₁, este mai mare, de exemplu E₂, atunci numarul de atomi avind energia E₂ va fi n₂< n₁.

Datorita fluctuatiilor de energie si concentratie, atomii pot trece dintr-o pozitie data intr-o alta pozitie de echilibru, creindu-se posibilitatea de aparitie si crestere a gruparilor pina la dimensiunea r*. Totusi, nu toti atomii care prezinta abateri de la valoarea medie a energiei cinetice, de exemplu, pot trece dintr-o pozitie de echilibru in alta. Numai atomii care poseda o energie mai mare decit o anumita valoare (energia de activare), pot sa treaca dintr-o pozitie intr-alta.

Formarea primilor germeni este un proces fara difuzie. Ei se formeaza in locurile unde apar fluctuatii de concentratie sau de energie. Pentru producerea unor noi germeni este insa necesar ca aceste fluctuatii sa se refaca ulterior, datorita agitatiei termice. Procesul de formare a germenilor este deci in totalitate un proces cu difuziune.

Germinarea omogena este puternic influentata de subracire. De obicei se presupune ca a este independenta de temperatura. In schimb, ΔG_v depinde de temperatura si este egala cu zero la temperatura de echilibru T_E. In consecinta, la temperatura T_E se poate scrie: . Expresia indica imposibilitatea germinarii omogene la temperatura de echilibru T_E.

Dependenta razei critice de subracire este data de formula:

Unde: T_E este temperatura de echilibru;

ΔH - caldura de transformare (caldura latenta de topire);

ΔT - subracirea.

Rezulta deci ca raza critica r* este invers proportionala cu subracirea, ceea ce poate duce la concluzia ca germinarea omogena este efectiv produsa de subracire.

Dupa cum s-a amintit la inceputul acestui subcapitol, unul dintre parametrii cristalizarii este viteza de germinare, I. Calculul vitezei de germinare a fost pus la punct de Turnbull, Gibbs, Volmer, Fisher si altii. Se poate demonstra ca viteza reala (sau de tranzitie) de formare a germenilor I_t se determina cu formula:

unde:

N este numarul total de atomi pe unitatea de volum;

k - constanta lui Boltzmann (j/sC);

T - temperatura absoluta:

h - constanta lui Plank (erg·s);

ΔG_A - energia libera de activare a transferului atomilor din lichid in cristal.

Ecuatia exprima produsul probabilitatii de formare a germenilor tridimensionali (a doua exponentiala) cu probabilitatea ca acesti germeni sa creasca (prima exponentiala). Notind si , B fiind o constanta care inglobeaza constantele fizice ale metalului, se obtine:

Ecuatia pentru viteza de formare a germenilor (1.7) arata ca aceasta ramine foarte mica pina cind ΔT nu atinge o valoare critica, dupa care ea creste foarte repede (fig. 1.15), In sistemele metalice, aceasta viteza creste atit de rapid incit nu se poate masura experimental.

Studiul experimental al germinarii omogene in metale a demonstrat ca este necesar un grad de subracire aproximativ ΔT =0, 2 T_E, pentru ca germinarea sa se produca intr-un metal dispersat in picaturi izolate.

Rezulta ca in cazul fierului pur, pentru cristalizarea omogena este necesara o subracire de 295sC. Cum in cazul fontelor tehnice nu se ating niciodata la cristalizare astfel de subraciri, trebuie considerat ca ele cristalizeaza numai pe germeni eterogeni,

Germinarea eterogena (fortata). Un germene eterogen este compas, complet sau partial, din atomi de unul sau mai multe elemente. Particule infime, straine de metal (germeni exogeni), in suspensie in lichid, sau cristale rezultate dintr-o precipitare primara a unei alte faze (germeni endogeni), pot juca rolul de germeni eterogeni.

Modificarea fontelor cu grafit lamelar constituie un exemplu de introducere a unor germeni exogeni, iar cristalizarea fontelor hipereutectice pe grafitul primar, un exemplu de cristalizare pe germeni endogeni. Se admite ca astfel de particule se pot comporta ca germeni, daca au aceeasi retea cristalina cu metalul care trebuie sa cristalizeze (izomorfie), sau daca au cel putin planuri cristaline analoge (epitaxie).

In procesul germinarii omogene care se face pe baza fluctuatiilor, germenele se formeaza pe calea asocierii diferitilor atomi la gruparea de atomi in curs de dezvoltare. La germinarea eterogena, gervmenele se dezvolta pe suprafata unui corp strain numit si suport (fig. 1.16, a). intr-o prima aproximare se poate presupune ca germenele are forma de picatura (segment sferic). Ca si in cazul germinarii omogene (v. relatia 1.3), la variatia energiei libere ΔG care corespunde formarii unei particule corespunzind unui segment de sfera cu raza r, isi aduc contributia schimbarea energiei libere a volumului de material care cristalizeaza si energiile libere superficiale specifice . Pe baza fig, 1, 16, b, se poate scrie:

unde este unghiul curb de echilibru al fazei β pe suport.

Dupa cum se arata in fig. 1.16, b, intre energiile superficiale specifice, la limita diferitelor faze exista legatura:

Tinind seama de acesta relatie, formula (1.9) poate fi scrisa sub forma:

ΔG variaza in functie de r ca in figura 1.14, a. La T si θ constante, maximumul ecuatiei (1.11), care da ca si in cazul germinarii omogene raza critica r* a germenului, de aceasta data eterogen, se gaseste la:

In acest caz:

unde:

In functie de valorile unghiului θ, conform ecuatiei (1.12) sint posibile trei cazuri:

, cind . Deci . Germenele format nuumecteaza suportul si nu are aderenta pe acesta. Ca urmare, relatia va examina germinarea omogena in interiorul volumului de faza α.

cind . Exista umectare si aderenta partiala. Energia de formare a germenului eterogen va fi mai mica decit energia de formare a germenului omogen.

, cind adica umectare si aderenta perfecta. Formarea germenului se realizeaza chiar la subraciri extrem de mici.

Viteza de germinare la germinarea eterogena este data de o formula similara cu cea pentru determinarea vitezei de germinare omogene [formula (1.7)].

Cresterea cristalelor. Germenii de cristalizare tridimensionali, omogeni sau eterogeni, care depasesc raza critica sint practic cristale in crestere.

In etapa actuala se cunosc trei mecanisme de crestere a acestor cristale: cresterea omogena, cresterea spiralata si cresterea dendritica.

In cazul cresterii omogene dezvoltarea cristalului se face pe baza formarii unor germeni bidimensionali pe suprafata lui, germeni care sint grupari in structuri monoatomice. Germenii bidimensionali au proprietatea de a nu putea creste decit prin adaosul unui strat atomic complet pe una din fetele lor.

Necesitatea cresterii in straturi a germenului format, rezulta dupa Umanskii din considerente energetice. Alipirea unor indivizi (atomi sau molecule) si nu a unor straturi intregi ar duce la cresterea tensiunii superficiale a suprafetei si deci la marirea energiei superficiale a sistemului.

Marirea subracirii duce la accelerarea procesului de formare a germenilor bidimensionali si de crestere a limitelor cristalului. Daca in acelasi timp conductibilitatea termica a fazei inconjuratoare nu este suficient de mare, la frontul de cristalizare pot apare supraincalziri locale si chiar retopirea cristalului. In acest caz nu toate partile cristalului pot creste cu aceeasi viteza.

In figura 1.17, a s-au prezentat doua dintre schemele de crestere omogena ale unui cristal.

In cazul fontelor, o astfel de crestere a cristalelor este posibila la grafitul nodular. Astfel, dupa Bunin grafitul nodular are o forma poliedrica. Este evident ca o astfel de forma poate apare prin crestere omogena pe germenele tridimensional, poliedric.

Frank ademonstrat existenta unui mecanism de crestere a cristalelor care necesita un bilant energetic mai redus decit cresterea omogena si anume cresterea spiralata. Intr-adevar, daca formarea noilor straturi atomice nu este obligatorie, atunci cristalul poate creste la subraciri oricit de mici. O astfel de situatie are loc la cresterea cristalului ca urmare a prezentei unor dislocatii elicoidale iesite la suprafata sa. La fiecare rotatie completa a treptei de dislocatie, suprafata cristalului se deplaseaza in directia cresterii cu o distanta interatomica (fig. 1.17, b);

Mecanismul cresterii spiralate a grafitului este cel mai mult utilizat in prezent pentru explicarea cresterii grafitului in fonte.

Cresterea dendritica se realizeaza la subraciri mai mari decit in cazul cresterii omogene, prin ramificarea germenului tridimensional sub forma arborescenta, in momentul cind intr-un anumit punct cresterea este impiedicata din diferite cauze: incluziuni, contactul cu alte dendrite, fluctuatii de temperatura si concentratie etc.

Printre factorii care influenteaza cresterea dendritica, cei mai importanti sint: subracirea, curentii de convectie si acumularea inegala de impuritati.

In cazul fontelor, factorul cel mai important pare sa fie acumularea inegala de impuritati (fig. 1.17, c). Prin deplasarea fetelor cristalului din pozitiile CB si BA in pozitiile C₁O si OA₁ distributia impuritatilor nemiscibilei pe fetele cristalului va fi neuniforma si anume in portiunile OB₁ si B'O concentrarea lor va fi si mai mica. In consecinta, aceste portiuni din jurul coltului O vor creste mai repede si va rezulta o, prelungire a cristalului in directia BF. Fata B₁F₁ este determinata de distanta FF₁=_­BB₁ la care cresterea inceteaza din cauza acumularii impuritatilor. Daca acumularea este mare, distanta FF₁ va fi mai mica si ramura creste foarte subtire (acicular).

CRISTALIZAREA AUSTENITEI SI A GRAFITULUI PRIMAR

Structura primara se formeaza in timpul solidificarii fontelor, cind are loc trecerea lor din stare lichida in stare solida.

Spre deosebire de oteluri, fontele pot avea, la aceeasi compozitie chimica, o structura primara foarte diferita, in functie de gradul de saturatie eutectiea, de gradul de grafitizare si de forma grafitului.

Particularitatea fontelor este aceea ca pot avea doua faze bogate in carbon: grafitul, in cazul cristalizarii in sistemul stabil si cementita, la cristalizarea in sistemul metastabil, conform celor doua diagrame (fig. 1.18).

Fontele industriale fac parte din sistemul ternar Fe-C-Si in care caz punctul eutectic (C) si eutectoid (S) sint puternic deplasate.

Continutul de carbon in austenita saturata, in %:

Continutul de carbon in eutectoid, in %:

In aceste formule t_c, , t_s etc. se refera la marimile corespunzatoare pentru sistemul stabil, iar , , pentru sistemul metastabil.

Trebuie avut in vedere ca toate aceste formule sint date pentru starea de echilibru. Din aceasta cauza, in conditii reale caracteristicile corespunzatoare la anumite temperaturi sint diferite la incalzire sau racire si depind de viteza acestor procese. In afara de aceasta, trebuie sa se tina seama de faptul ca in fonte transformarile au loc intr-un interval de temperatura si ca din formulele date se determina valorile superioare ale temperaturilor acestor domenii. La fontele hipoeutectice, cristalizarea primara incepe cu separarea austenitei.

Austenita primara, ca si celelalte faze primare, cristalizeaza direct din solutia lichida suprasaturata, deci in conditiile unei viteze de difuzie prin convectie relativ mari si a unei rezistente reduse a mediului, ceea ce permite dezvoltarea libera a acesteia. Ca urmare, austenita primara cristalizeaza sub forma dendritica, caracter care se pastreaza in ciuda proceselor ulterioare de cristalizare secundara. Fiecare dendrita este un monocristal crescut dintr-un germene si din aceasta cauza cantitatea si in consecinta dimensiunile dendritelor sint determinate de numarul de germeni, care, la rindul lor depind de starea lichida a fontei si de marimea subracirii. Este de presupus ca drept germeni eterogeni pentru austenita primara pot servi, ca si in cazul otelurilor, nitrurile si carburile de aluminiu si titan, ca si Al₂O₃ sau MnS.

La acelasi numar de germeni, subracirea este conditionata de viteza de racire. Cu cit viteza de racire este mai mare, cu atit viteza de cedare a caldurii este mai mare si la un moment dat numarul de germeni de cristalizare la temperatura data devine insuficient, iar cristalizarea nu mai urmareste viteza de cedare a caldurii. Ca urmare, temperatura lichidului scade fara sa aiba loc cristalizarea corespunzatoare, sau cu alte cuvinte, subracirea creste. Marirea subracirii duce la micsorarea razei critice a germenilor si deci la marirea numarului de germeni, iar in final a numarului de dendrite (finisarea dendritelor). Pe de alta parte, cu cit este mai mare viteza de cedare a caldurii, cu atit viteza liniara de cristalizare este mai mare si se obtin dendrite mai ramificate.

In procesul cristalizarii austenitei primare, dendritele de austenita sint cu atit mai bogate in carbon cu cit cristalizeaza mai tirziu. Continutul initial de carbon al dendritelor variaza dupa curba BC a diagramei Fe-C, avind loc deci o segregare a carbonului. Aceasta segregare este insa atenuata intr-o oarecare masura prin procesele de difuziune a carbonului in stare solida, care au loc cu mare rapiditate la aceste temperaturi inalte.

Pe masura ce cristalul dendritic creste, ramurile umplu spatiile libere dintre ele. Daca spatiile dintre ramurile dendritelor nu sint complet umplute, apar porozitati interdendritice.

La fontele hipereutectice cenusii cristalizarea incepe cu separarea grafitului primar, care poate avea diferite forme.

Indiferent insa de forma, grafitul are una si aceeasi structura cristalina, alcatuita dintr-o retea hexagonala simpla (fig. 1.19). Principala particularitate cristalografica a structurii grafitului este stratificarea sa, care determina marile diferente de proprietati in diferite directii (anizotropia). Compactitatea maxima o au planurile de baza (0001). Distanta interatomica in strat este de 1, 42 Ǻ, iar distanta intre straturi de 3, 4 Ǻ. Intre atomii (ionii) de carbon din strat actioneaza forte covalente puternice, rezultate din legatura tri-electronica a fiecarui atom cu cei trei vecini cei mai apropiati ai sai. Al patrulea electron al atomilor de carbon este comun pentru intreg stratul, determinind caracterul metalic al legaturii si conductibilitatea electrica a grafitului. Intre straturile de grafit actioneaza forte moleculare slabe. Ca urmare, duritatea si rezistenta grafitului in directia principala a retelei hexagonale sint mult mai mari decit in directiile perpendiculare. Din aceasta cauza grafitul prezinta, pe de o parte, proprietati lubrifiante, determinate de legaturile slabe dintre straturi, iar pe de alta parte, ca urmare a legaturilor puternice intre atomii aceluiasi strat, distrugerea completa a retelei hexagonale are loc la temperaturi de circa 4000°C. Acest fapt explica prezenta agregatelor grafitice in fonta lichida, chiar la temperaturi sensibil mai mari decit temperatura lichidului.

Dupa unii cercetatori s-ar parea ca exista doua modificatii ale grafitului, prima (α) fiind alcatuita din doua straturi, iar a doua (β) din trei straturi, cu perioadele a = 2, 256 Ǻ si c = 10, 049 Ǻ.

Proprietatile grafitului depind in mod decisiv de structura sa interna. Cercetarile au demonstrat ca toate tipurile de grafit lamelar sint alcatuite din straturi paralele, constituind un agregat stratificat de tipul micei, caracterizat printr-o rezistenta de rupere la compresiune foarte scazuta, de aproximativ 0, 2 daN/mm². Suprafetele de baza ale celulelor elementare hexagonale ale grafitului sint paralele cu laturile lamelelor (fig. 1.20, a).

In ceea ce priveste structura interna a grafitului nodular, aceasta are un caracter radial (fig. 1.20, b). Se considera ca nodulele de grafit sint constituite din cristalite de forma piramidala care-si au virfurile in centrul nodulei. Suprafetele hexagonale ale celulelor elementare sint perpendiculare pe raza nodulului. Aceasta structura determina rezistenta ridicata de rupere la compresiune a grafitului nodular (circa 15 daN/mm²).

In fontele tehnice nemodificate forma grafitului este lamelara, ceea ce se poate explica prin existenta fortelor mari de legatura dintre atomii de carbon in directia hexagoanelor bazale.

Cresterea lamelelor de grafit in directie perpendiculara hexagoanelor de baza, adica in grosime, este mai putin lamurita.

Se presupune ca in cazul fontelor cenusii cresterea in grosime a lamelelor se realizeaza in principal in spirala (fig. 1.21, a) cu formarea piramidelor de crestere pe suprafetele de baza ale cristalului de grafit (fig. 1.21, b).

In anumite conditii se pot forma numeroase "virfuri" pe lamela de grafit, capabile sa cuprinda intre ele portiuni de masa metalica (fig. 1.21, c).

Cresterea grafitului nodular se face dupa acelasi mecanism.

Forma separarilor de grafit primar depinde foarte mult de viteza de racire si de influenta elementelor.

Odata cu marirea vitezei de racire sau sub actiunea unor elemente, separarile de grafit nu se mai obtin lamelare, ci din ce in ce mai ramificate, ajungind pina la forma nodulara (fig. 1.22).

CRISTALIZAREA EUTECTICULUI LA FONTELE CENUSII

Cristalizarea eutecticului austenita-grafit lamelar. Atunci cind cristalizarea se desfasoara dupa sistemul stabil, la temperatura eutectica are loc formarea eutecticului austenita-grafit, grafitul putind lua forma lamelara sau nodulara in functie de conditiile de germinare si crestere.

Eutecticul austenita-grafit cristalizeaza de obicei cu formarea unor colonii (celule) eutectice sferice. In acest caz, celula eutectica este alcatuita dintr-un schelet grafitic, care creste intr-o masa de austenita (fig. 1.23).

O descriere schematica a cristalizarii eutecticului austenita-grafit poate fi facutadupa modelele realizate de Oldfield. In fig. 1.24 se arata sectiuni ale unor bare care au fost turnate simultan din aceeasi fonta lichida dar care au fost calite succesiv in timpul solidificarii. Suprafetele de culoare inchisa (ignorind crapaturile) erau solide in momentul calirii si constau din eutectic austenita-grafit. Se observa forma sferica a acestor colonii eutectice. Regiunile albe erau lichide in momentul calirii barelor si sint compuse din eutectic fin austenita-cementita. Se poate observa ca celulele eutectice sint germinate in topitura si cresc radial pina cand tot lichidul s-a solidificat si celulele au venit in contact intre ele. In fig. 1.25 este schematizat intreg procesul de solidificare, atit pentru fontele hipoeutectiee cit si pentru cele hipereutectice cu grafit lamelar. Se arata cresterea dendritelor de austenita sau a grafitului primar, urmata de cristalizarea celulelor eutectice, in intervalul eutectic. Se observa ca atit dendritele de austenita cit si grafitul primar cresc si in timpul cristalizarii eutectice.

Cresterea cristalelor de grafit eutectic poate fi descrisa dupa cum urmeaza. Germenele cristalin ia nastere in lichid si se dezvolta la inceput absolut liber, formandu-se o mica placa. Ulterior, in cele mai multe cazuri aceasta placa se ramifica. In cursul cresterii sale cristalul de grafit ia carbon din lichid, creand astfel un gradient de concentratie in carbon. In imediata vecinatate a acestui cristal, deci acolo unde concentratia in carbon este mai scazuta, se formeaza un germene de austenita, de la care se dezvolta un cristal de austenita, care, pentru a respecta raportul constant de greutati si volume intre cele doua faze ale eutecticului se dezvolta foarte rapid spre placa de grafit si ii acopera curind cele doua fete, intii partial si apoi complet (fig. 1.23, d). Asadar, la cristalizarea eutectica, grafitul este faza conducatoare. Cristalul de grafit ramine un timp in contact cu lichidul prin extremitatile sale. El continua sa creasca prin difuzia carbonului prin invelisul de austenita (ingrosarea lamelelor) si prin aport direct la extremitati, ultimul mod de crestere fiind mult mai rapid. Se atinge in final stadiul de invaluire totala a cristalului de grafit. Orice crestere ulterioara nu mai este posibila decit prin difuziune prin invelisul de austenita.

Cristalizarea eutectica este influentata decisiv de viteza de racire a piesei in timpul cristalizarii. Cu cit viteza de racire este mai mare, cu atit subracirea creste si cu atit numarul de germeni care pot creste dintr-o topitura data este mai mare. O modalitate simpla de variere a vitezei de racire este modificarea temperaturii de turnare. Cu cit temperatura de turnare este mai ridicata cu atit piesa se raceste mai incet in domeniul de solidificare. Astfel, pentru o topitura de compozitie data si un anumit grad de germinare, numarul de germeni care cresc este cu atit mai mare cu cit temperatura de turnare este mai joasa. Tinind cont de faptul ca in structura finala numarul de celule eutectice reprezinta de fapt numarul de germeni activi la cristalizarea eutectica, aceasta corelatie poate fi reprezentata sub forma unei diagrame de variatie a numarului de cellule eutectice cu temperatura de turnare (fig. 1.26).

Viteza de racire a unei probe este determinata mai clar de sectiunea sa. Acest lucru este ilustrat in diagrama din fig. 1.27, care arata ca pe masura ce sectiunea piesei turnate se micsoreaza, numarul de celule eutectice creste. Similar, numarul de celule eutectice scade de la marginea spre centrul piesei turnate, datorita vitezei de racire mai mici si a subracirii mai reduse a centrului sectiunilor.

Viteza de racire influenteaza nu numai numarul de celule eutectice ci si structura lor interna, deoarece viteza de racire determina nu numai numarul de germeni, ci si cresterea acestora. Intr-adevar, daca ne imaginam ca o suprafata plana de solid eutectic avanseaza cu viteza constanta, este necesar un anumit numar de lamele de grafit in crestere care sa consume carbonul eliberat din eutecticul in curs de solidificare. La viteze mai mari de crestere, lamelele de grafit existente nu pot creste suficient de rapid si ca urmare au loc concentrari de carbon, lamelele de grafit ramificindu-se. Viteza de crestere se accelereaza cu marirea subracirii si ca urmare are loc o ramificare mai pronuntata a lamelelor de grafit (fig. 1.23, a si b). Iata deci explicatia existentei diferitelor tipuri de grafit lamelar eutectic.

In principiu exista cinci tipuri de grafit lamelar: A, B, C, D si E, prezentate in fig. 1.4. Tipurile A, B si D, in functie de puterea germinatoare a lichidului, pot lua nastere pentru compozitii hipoeutectice identice si pentru aceeasi viteza de racire. Tipul C nu se formeaza decit dintr-un lichid hipereutectic, in timp ce tipul E nu apare decit in fontele puternic hipoeutectice.

Exista o relatie intre puterea germinatoare a baii, temperatura Ia care apar germenii de grafit si structura grafitica finala. Momentul in care incepe precipitarea grafitului eutectic, este net semnalat pe curbele de racire. In fig. 1.28 se prezinta curbele, de racire caracteristice care corespund formarii diferitelor tipuri de grafit. Aceste curbe arata clar corespondenta intre marimea subracirii eutectice si aspectul grafitului.

Grafitul de tip C este compus din grafit eutectic (lamele mici si curbe). La separarea grafitului de C nu exista practic subracire eutectica deoarece cristalizarea grafitului intervine in momentul in care este atinsa temperatura eutectica. Formarea grafitului primar nu este in general vizibila pe curba de racire, deoarece efectul termic corespunzator este prea redus.

In cazul tipurilor A si B de grafit are loc o germinare precoce a grafitului, legata de, o subracire eutectica foarte redusa. In structura apar lamele de grafit mai mari sau mai mici, cu orientare dezordonata. La tipul A distributia lamelelor este relativ uniforma, iar la tipul B lamelele sint grupate in rozete.

In cazul tipurilor D si E are loc o germinare a grafitului, care corespunde unei subraciri destul de pronuntata. Grafitul se prezinta sub forma unui mare numar de lamele mici cu orientare inter-dendritica. Grafitul de tip D apare in cazul fontelor eutectice sau slab hipoeutectice, la subraciri mari. De aceea, el mai este cunoscut si sub denumirea de grafit de subracire. Grafitul de tip E apare la cristalizarea cu viteza normala a fontelor puternic hipoeutectice.

Din datele prezentate rezulta ca dimensiunile si structura celulelor eutectice, depind intr-o mare masura de viteza de racire.

Cu marimea acesteia din urma, scheletul de grafit se ramifica tot mai mult, intocmai ca si separarile de grafit primar, iar celulele eutectice capata tot mai mult o forma sferolitica.

In toate cazurile insa, grafitul formeaza un schelet continuu in limitele celulei.

S-a aratat ca la viteze mari de racire se obtine asa-numitul grafit interdendritic. Chiar si in cazul acestei forme de grafit, celula eutectica reprezinta acelasi tip morfologic de structura, ca si in cazul grafitului lamelar.

Grafitul, in aceste celule se prezinta sub forma de mici separari. Aspectul punctiform al grafitului se obtine ca urmare a sectionarii transversale a acestor elemente.

Celulele eutectice in fontele tehnice au diametrul cuprins intre 50 si 5 000 μm.

La fontele hipoeutectice celulele eutectice incep sa se formeze in spatiile dintre dendritele primare de austenita. In procesul de crestere ele pot ingloba una sau mai multe dendrite.

In fig. 1.29 se arata macrostructura aceleiasi portiuni dintr-o fonta hipoeutectica, in care sint puse in evidenta dendritele de austenita (fig. 1.29, a) si celulele eutectice (fig. 1.29, b).

Se vede ca numarul de dendrite este mare, in timp ce numarul celulelor eutectice este mai mic. In aceste conditii celulele eutectice pot cuprinde mai multe dendrite de austenita.

Dupa terminarea transformarii eutectice, aproape intreaga faza lichida s-a solidificat, cu exceptia fazei lichide bogate in fosfor, usor fuzibila, care se gaseste la limita celulelor eutectice. Eutecticul fosforos se solidifica ultimul, la temperaturi de circa 950°C, ocupind spatiile dintre celulele eutectice. Cu solidificarea acestuia se termina cristalizarea primara si procesul de formare a structurii primare.

Cristalizarea eutecticului austenita-grafit nodular. Prin tratarea fontei lichide dupa diferite procedee este posibil sa se obtina cristalizarea nodulara a grafitului.

Germenii de grafit nodular se formeaza in lichid la temperaturi superioare temperaturii lichidus. Dupa Loper si Heine, temperatura inceputului de formare a nodulelor de grafit este cuprinsa intre 1320-1350°C. Acest lucru a fost pus in evidenta prin analiza metalografica a unor picaturi de fonta lichida calite de la aceste temperaturi. La temperaturi mai scazute, dar totusi deasupra celei de transformare eutectica, din acesti germeni se formeaza nodule, care in cazul fontelor hipoeutectice se acopera cu un invelis de austenita, intrerupindu-se astfel contactul dintre grafit si fonta lichida. La transformarea eutectica agregatele sferoidale grafit-austenita (fig. 1.23, c) se dezvolta, prin cresterea ambelor faze: austenita creste in contact cu lichidul pina la epuizarea lui, iar grafitul pe baza difuziei carbonului prin invelisul de austenita. Domeniul de cristalizare eutectic este extins intr-un domeniu larg de circa 65°C.

In cazul fontelor hipereutectice, invelisul de austenita al nodulelor de grafit apare la temperatura eutectica, iar germinarea grafitului nodular are loc chiar si dupa inceputul transformarii eutectice.

In cazul fontei cu grafit nodular, fiecare nodula de grafit corespunde unei celule eutectice. Dimensiunile celulelor eutectice la fonta cu grafit nodular sint mult mai mici decit la fonta cu grafit lamelar.

Viteza de racire influenteaza asupra eutecticului austenita-grafit nodular in acelasi sens in care actioneaza asupra eutecticului austenita-grafit lamelar, adica cu marirea vitezei de racire creste numarul de celule eutectice.

Se stie ca forma nodulara a grafitului dispare si degenereaza in forme vermiculare sau lamelare de grafit, daca piesa este mentinuta la o temperatura peste sau in domeniul temperaturii eutectice o oarecare perioada de timp. Unele dintre explicatiile care au fost propuse sint: dizolvarea sau spargerea invelisului de austenita, dezactivarea germenilor, adsorbtia unor elemente vatamatoare la interfata grafit-topitura, disparitia elementului nodulizant din topitura.