Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI

Transcription

1 Investeşte în oameni! FONDUL SOCIAL EUROPEAN Programul Operaţional Sectorial Dezvoltarea Resurselor Umane Axa prioritară 1 Educaţie şi formare profesională în sprijinul creşterii economice şi dezvoltării societăţii bazate pe cunoaştere Domeniul major de intervenţie 1.5. Programe doctorale şi post-doctorale în sprijinul cercetării Titlul proiectului: Burse doctorale si postdoctorale pentru cercetare de excelenta Numărul de identificare al contractului: POSDRU/159/1.5/S/ Beneficiar: Universitatea Transilvania din Braşov Universitatea Transilvania din Brașov Școala Doctorală Interdisciplinară Departament: Ingineria Materialelor și Sudură Ing. Ioan Cătălin MON Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI -Rezumatul tezei de doctorat- Researches concerning the weldability of Austempered Ductile Iron -PhD thesis summary- Conducător ştiinţific Prof.dr.ing. Mircea Horia ȚIEREAN BRAŞOV, 2017

2

3 MINISTERUL EDUCAŢIEI NAȚIONALE UNIVERSITATEA TRANSILVANIA DIN BRAŞOV BRAŞOV, EROILOR NR. 29, , TEL , FAX D-lui (D-nei)... COMPONENŢA Comisiei de doctorat Numită prin ordinul Rectorului Universităţii Transilvania din Braşov Nr.... din... PREŞEDINTE: CONDUCĂTOR ŞTIINŢIFIC: REFERENŢI: Prof.dr.ing. Dorin Ioan CĂTANĂ Universitatea Transilvania din Brașov Prof.dr.ing. Mircea Horia ȚIEREAN Universitatea Transilvania din Brașov Prof.dr.ing. Iulian RIPOȘAN Universitatea Politehnica din București Prof.dr.ing. Corneliu MUNTEANU Universitatea Tehnicǎ Gheorghe Asachi din Iași Prof.dr.ing. Teodor MACHEDON PISU Universitatea Transilvania din Brașov Data, ora şi locul susţinerii publice a tezei de doctorat:..., ora..., sala... Eventualele aprecieri sau observaţii asupra conţinutului lucrării vă rugăm să le transmiteţi în timp util, pe adresa mtierean@unitbv.ro. Totodată vă invităm să luaţi parte la şedinţa publică de susţinere a tezei de doctorat. Vă mulţumim.

4 CUPRINS Introducere Stadiul actual al cunoaşterii privind producerea şi sudarea fontelor ADI Compoziția chimică a fontelor ADI Tratamente termice aplicate fontelor ADI Procedee de sudare aplicate fontelor ADI Obiectivele tezei de doctorat Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI folosind procedee manuale prin fuziune cu material de adaos Materiale utilizate Procedee de sudare utilizate in cadrul testelor experimentale Echipamente şi montaje experimentale realizate Sudarea epruvetelor ADI utilizând procedeul de sudare WIG Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare MMA Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare WIG Controlul radiografic al îmbinărilor sudate pe fontele ADI/DI Controlul distructiv al îmbinărilor sudate pe fontele ADI/DI Pregătirea probelor pentru control Microscopia optică Incercări de duritate Incercarea la tracţiune Incercarea la îndoire Incercarea de încovoiere prin șoc Concluzii Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI/ DI utilizând procedeul de sudare cu fascicul laser fără material de adaos Materiale utilizate Sudarea epruvetelor ADI/DI utilizând tehnologia de sudare cu fascicul laser Analiza microscopică optică Echipamente utilizate Pregătirea probelor Ing. MON Ioan Cătălin 1 Pag. teză Pag. rezumat

5 Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire Microscopia electronică (SEM) și compoziţia chimică (EDS) Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire Difractometrie Incercări de microduritate Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire Concluzii Examinarea cu radiații X a cordoanelor de sudură Concluzii finale și contribuții proprii Perspective de cercetare și diseminarea rezultatelor Bibliografie Rezumat Curriculum Vitae Ing. MON Ioan Cătălin

6 TABLE OF CONTENTS Introduction The current state of art regarding production and welding of ADI Chemical composition of ADI Heat treatments applied to ADI Welding processes applied to the ADI Thesis goals Experimental research on the weldability of ADI cast iron using manual procedures by fusion with filler material Used materials Welding processes used in experimental tests Equipment and experimental montage made Welding of ADI specimens using TIG welding process Welding of DI specimens using MMA welding process Welding of DI specimens using TIG welding process X-ray examination of the welded joints on the cast iron ADI/DI Destructive control of the welded joints on the cast iron ADI/DI Sample preparation for control Optical microscopy Hardness test Tensile test Bending test Impact testing Conclusions Experimental research on ADI/ DI iron weldability using laser welding without filler material Used materials Welding of ADI/ DI specimens using laser beam welding technology Optical microscopic analysis Used equipment Samples preparation Page thesis Page summary Ing. MON Ioan Cătălin 3

7 Fusion lines on DI samples without preheating Fusion lines on DI samples with preheating Fusion lines on ADI samples without preheating Fusion lines on ADI samples with preheating SEM and EDS analysis Fusion lines on DI samples without preheating Fusion lines on DI samples with preheating Fusion lines on ADI samples without preheating Fusion lines on ADI samples with preheating Difractometry Microhardness test Fusion lines on DI samples without preheating Fusion lines on DI samples with preheating Fusion lines on ADI samples without preheating Fusion lines on ADI samples with preheating Conclusions X-ray examination of the welded joints Final conclusions and own contributions Future research and dissemination of the results References Abstract Curriculum Vitae Ing. MON Ioan Cătălin

8 Introducere Fonta cu grafit nodular ausferitică obținută prin tratament termic (Austempered Ductile Iron) este considerată o variantă de înlocuire a oțelului în diferite aplicații industriale datorită proprietăților unice de rezistență la tracțiune, rezistență la uzură, duritate. Cu toate că fonta cu grafit nodular ausferitică are o istorie de câteva decenii, îmbinarea acesteia prin sudare este un subiect efervescent. Evaluarea sudabilității fontelor ADI este principalul obiectiv al tezei de doctorat. Teza de doctorat îşi are originea în preocuparea cercetătorilor de a descoperi noi metode de îmbinare prin sudare a fontei cu grafit nodular ausferitică obținută prin tratament termic, ceea ce a condus la aplicarea a trei tehnologii de sudare: MMA, WIG şi sudarea cu fascicul laser. Se dorește obţinerea de îmbinări sudate cu înaltă calitate în urma aplicării unor parametri și materiale de adaos comerciale. Teza este axată pe problema sudurii a unor materiale folosite în industrie fonte cu grafit nodular ausferitice obținute prin tratament termic (ADI) și fonte cu grafit nodular (Ductile Iron) precum și pe diminuarea fenomenului de fisurare apărut în urma aplicării tehnologiei de sudare cu fascicul laser atât la sudarea cu preîncălzire cât şi la sudarea fără preîncălzire. În urma aplicării diferitelor tehnologii de sudare, rezultatele obținute au fost analizate privind microstructura și proprietățiile mecanice. Subiectul tezei de doctorat a fost ales în funcție de interesul special al partenerilor externi de la Central Metallurgical Research and Development Institute Egypt, cu privire la sudabilitatea fontelor ADI/ DI. Pornind de la acest interes în lucrarea de doctorat s-a pus un accent deosebit pe tehnologiile de sudare și efectul acestora asupra caracteristicilor mecanice- tehnologice. In lucrare se folosesc anumiți termeni consacrați în știința materialelor aplicați în industrie, față de care au apărut și alte denumiri care au fost considerate că sunt mai precise în lumina cunoștințelor dobândite în ultimele decenii. Ținând seama că în industrie termenii consacrați au o largă răspândire, pentru evitarea unor confuzii în partea de stadiu actual am folosit ambii termeni, denumirea folosită de autori și cea actualizată. De asemenea, am folosit și termeni obișnuiți în documentația americană, pe motivul că în domeniul științific și industrial cele mai răspândite sunt materialele documentare provenite de la ASM (American Society for Metals) sau preluate din literatura de specialitate în limba engleză. In evaluarea rezultatelor din teză, am încercat să folosesc toate metodele de investigație și examinare care mi-au stat la dispoziție, chiar dacă unele dintre acestea nu au adus date suplimentare pentru concluzii. Motivul a fost că în majoritatea cazurilor sunt la dispoziție Ing. MON Ioan Cătălin 5

9 mijloacele de examinare uzuale și astfel am încercat să fundamentez folosirea practică a unor metode alternative care duc la rezultate similare. Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Adel Nofal de la Central Metallurgical Research and Development Institute Egypt, pentru asigurarea materialelor ADI/DI în vederea realizării obiectivelor din cadrul tezei de doctorat și pentru sfaturile primite. Mulțumesc doamnei ing. Ileana Comănaru din cadrul uzinei UPRUC CTR Făgăraş pentru sprijinul acordat la caracterizarea cu raze X a cordoanelor de sudură. Mulțumesc doamnei ing. Ruxandra Danciu din cadrul uzinei CONFIND Câmpina pentru ajutorul acordat la caracterizarea din punct de vedere mecanic. Un sprijin deosebit am primit de la domnul MCF-HDR Eugen Cicală şi colectivul centrului de cercetare de la Université de Bourgogne, Laboratoire Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB) équipe Laser et Traitement des matériaux (LTm), cărora le sunt recunoscător pentru desfăşurarea stagiului extern, pentru punerea la dispoziție a bazei de cercetare și pentru cunoștințele dobândite de la dânșii. Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Iulian Ripoșan, autorul primei monografii pe plan mondial care tratează materialul subiect al acestei teze (Fonta bainitica, Editura Tehnica, 1988), pentru minuțiozitatea cu care a verificat manuscrisul și pentru observațiile/recomandările făcute. Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Corneliu Munteanu pentru cooperarea profesională de care a dat dovadă. Mulțumesc domnului prof. dr. ing. Koloszváry Zoltán pentru sfaturile şi sprijinul științific primit la redactarea tezei de doctorat. Mulţumesc cadrelor didactice din Departamentul de Ingineria Materialelor şi Sudură din cadrul Facultăţii de Ştiinţa şi Ingineria Materialelor din Braşov, pentru sfaturile şi observațiile făcute pe parcursul elaborării tezei de doctorat. Mulţumesc Universităţii Transilvania din Braşov pentru sprijinul financiar acordat în cadrul proiectelor POSDRU ID finanțat de Guvernul României prin Fondul Social European şi PRO-DD (POS-CCE, O , ID 123, SMIS 2637, ctr. No 11/2009), care a furnizat infrastructura de cercetare de la ICDT. Doresc să mulțumesc pentru contribuția, răbdarea şi ajutorul venit din partea conducătorului de doctorat, prof. dr. ing. Mircea Horia Ţierean fără de care nu aș fi reușit să duc la bun sfârșit această teză de doctorat. Nu în ultimul rând, doresc să mulțumesc familiei şi logodnicei mele pentru înțelegerea şi sprijinul moral acordat. 6 Ing. MON Ioan Cătălin

10 CAPITOLUL I Stadiul actual al cunoașterii privind producerea şi sudarea fontelor ADI Fonta cu grafit nodular ausferitică (Austempered Ductile Iron - ADI) este un nou material ingineresc cu o combinație excepțională de proprietăți mecanice și aplicații importante în diferite domenii. Obţinerea fontei cu grafit nodular cu masă metalică ausferitică (ferită aciculară + austenită cu conținut ridicat de carbon), rezultată direct din turnare, în urma unui grad mediu de aliere, prezintă mai multe inconveniente, din care cauză s-a folosit tot mai mult o altă soluţie şi anume alierea slabă, urmată de un tratament termic de călire, la care transformarea austenitei are loc izoterm, în domeniul de formare a ausferitei, proces cunoscut sub denumirea de austempering [107]. In acest ultim mod, fonta cu grafit nodular ausferitică se obține din fonta cu grafit nodular (Ductile Iron - DI) în urma unui tratament termic de austenitizare la ºC, timp de 0,5 3,5 ore, urmată de o răcire rapidă până la temperatura de transformare izotermă, ºC, cu menținere timp de 0,5 4 ore [107]. Acest nou material a primit pe parcursul timpului numeroase nume, printre care fontă cu grafit nodular bainitică, fontă bainitică nodulară transformată izoterm (prin analogie cu tratamentul termic de călire izotermă aplicat oțelului) şi fontă SG transformată izoterm, dar la conferința mondiala asupra acestor fonte, de la Indian Lake Resort, Chicago, USA, 1991, a fost convenită denumirea de fontă cu grafit nodular ausferitică. Termenul consacrat în limba engleză (articole, cărți, internet) este de Austempered Ductile Iron prescurtat ADI [43], folosit în continuare în teză. 1.1 Compoziția chimică a fontelor ADI La stabilirea compoziţiei chimice trebuie să se ţină cont de următoarele [107]: - realizarea unei alieri suficient de ridicată pentru a evita formarea perlitei, fără a se ajunge la supraaliere, care ar determina creşterea exagerată a timpului necesar atingerii gradului optim de transformare ausferitică; - evitarea formării carburilor, fosfurilor şi a altor faze intercelulare; - evitarea segregării elementelor, care ar conduce la transformări izoterme neuniforme şi la înrăutăţirea caracteristicilor mecanice; - evitarea formării carburilor în timpul transformării izoterme a austenitei, - limitarea sau anihilarea formării martensitei la răcirea pieselor până la temperatura ambiantă. Ing. MON Ioan Cătălin 7

11 In fabricația fontei cu grafit nodular ausferitice, elementele de aliere: Ni, Cu, Mo, influenţează direct transformarea izotermă, stabilitatea austenitei creşte, curbele de transformare izotermă fiind deplasate spre dreapta [107]. Nichelul şi cuprul contribuie la suprimarea formării carburilor, fenomen asociat formării ausferitei la temperaturi de transformare scăzute (< 350 ºC) [107]. La conţinuturi mari de nichel de peste 2%, apare efectul de segregare a acestuia, ceea ce favorizează formarea martensitei la răcirea ulterioară [107]. Alierea cu elemente grafitizante de tipul nichelului şi cuprului a fontelor tratate izoterm la temperaturi de formare a ausferitei contribuie la lărgirea intervalului de timp în care se pot obţine alungiri maxime [107]. In domeniul ausferitei, unde transformarea izotermă are loc în două etape, alierea cu nichel şi/sau cupru contribuie la frânarea procesului de transformare a austenitei bogate în carbon şi la formarea carburilor [107]. Alierea cu Cu-Mo a fontei cu grafit nodular ausferitice contribuie la finisarea nodulelor de grafit, mărirea rezistenţei la oboseală şi a microdurităţii ausferitei [107]. Duritatea ADI nealiate cu Cu este mai mare comparativ cu cea aliată cu Cu la temperaturi scăzute de transformare izotermă (270 ºC), dar la temperaturi ridicate de transformare izotermă (320 ºC) duritatea celor două material este apropiată [63,111]. Sub acţiunea cuprului este posibilă şi mărirea proporției de austenită remanentă din structura fontelor ausferitice, transformate izoterm la temperaturi scăzute (< 300 ºC); în domeniul ausferitei inferioare, austenita stabilă până la temperatura ambiantă nu depăşeşte de regulă 20%. Această acţiune a cuprului favorizează îmbunătăţirea tenacităţii fontelor cu ausferită inferioară [107]. Manganul este un element cu capacitate ridicată de mărire a călibilităţii fiind utilizat foarte puţin în acest scop, datorită tendinţei puternice de segregare la limita celulelor eutectice cu puternică acţiune de fragilizare [107]. Sub acţiunea segregării manganului la limita celulelor eutectice, austenita îmbogăţită în mangan din aceste zone devine instabilă (spre deosebire de cea bogată în carbon la reacţia ausferitică), prezentând temperatura de început de transformare martensitică la 150 ºC, ceea ce favorizează formarea acestui constituent în zonele respective la răcirea în aer instabilă (după menţinerea izotermă), până la temperatura ambiantă [107]. Se consideră că manganul influenţează negativ tenacitatea fontei cu grafit nodular ausferitice, îndeosebi în cazul unei transformări la temperaturi ridicate (> 350 ºC), fiind limitat la max. 0,3% [107]. Chiar dacă cuprul sau eventual nichelul micşorează influenţa carburigenă a manganului, acestea nu pot anihila acţiunea acestui element de favorizare a formării martensitei. Intârziind reacţia de formare a ausferitei la transformarea izotermă (primul stadiu de transformare), conţinutul ridicat de mangan este cauza transformării austenitei în martensită [107]. Conţintul de 8 Ing. MON Ioan Cătălin

12 mangan influenţează proporţia de austenită remanentă din structura fontei cu grafit nodular ausferitice, influenţa manganului fiind afectată şi de către condiţiile de realizare a tratamentului termic, atât în ceea ce priveşte austenitizarea, cât şi transformarea izotermă [107]. Influenţa conţinutului de vanadiu în fonta cu grafit nodular ausferitică, depinde de temperatura de transformare izotermă (300 sau 400 ºC), respectiv de tipul ausferitei apărute. La temperaturi scăzute de transformare (300 ºC), alierea cu vanadiu a condus la creşterea durităţii şi scăderea rezistenţei, în timp ce alungirea şi rezilienţa prezintă variaţii în puncte de maxim la 0,1 % vanadiu (alungire) şi 0,5% vanadiu (rezilienţă) [107]. In domeniul de formare a ausferitei (400 ºC), alierea cu vanadiu influenţează favorabil atât rezistenţa, cât şi duritatea, în timp ce plasticitatea şi tenacitatea fontelor sunt micşorate la conţinuturi de peste 0,2 % vanadiu [107]. Cromul este un element antigrafitizant, cu o tendinţă de segregare ridicată, din care cauză favorizează formarea carburilor la limita celulelor eutectice. Datorită alierii cu crom, carburile apărute la solidificare devin stabile [107]. Prezența a 2,11% aluminiu în microstructura fontei ductile are ca rezultat reducerea dimensiunii medii a nodulei și distribuirea aleatorie a nodulelor de grafit sferic [34]. Siliciu (peste 2%), poate preîntâmpina formarea carburilor, specific fontei cu grafit nodular ausferitice este un conţinut de 2..3% Si. Dizolvarea carbonului în austenită este dependentă şi de conţinutul de siliciu, care influenţează parametrii austenitizării (temperatura şi durata) [107]. Fosforul este un element cu acţiune negativă în cazul DI (Fgn), aceasta fiind mai pronunţată la cele cu masă metalică bainitică, deoarece efectul de fragilizare este mai accentuat. Fosfurile, formate la limita celulelor eutectice nu numai că influenţează negativ proprietăţile mecanice ale fontelor, dar blochează o mare parte din elementele de aliere. Din acest motiv se recomandă un conţinut de fosfor în fonta cu grafit nodular ausferitică de max. 0,05% P [107]. Compoziția chimică tipică a fontelor ADI este prezentată în tabelul 1.1 [8,53,105]. Tabelul 1.1 Compoziția chimică tipică a fontelor ADI [53,105] Element C Mn Si Ni Cu Mo Fe Procent masă [%] Toleranță [%] 3,7 0,28 2,5 după cerințe, până la max. 2 după cerințe, până la max. 0,8 doar dacă este necesar, până la max. 0,25 ± 0,2 ± 0,03 ± 0,2 ± 0,1 ± 0,05 ± 0,03 rest Ing. MON Ioan Cătălin 9

13 1.2 Tratamente termice aplicate fontelor ADI Tratamentul termic specific obţinerii fontei cu grafit nodular ausferitice (figura 1.11), în timpul căruia are loc transformarea austenitei subrăcite în ausferită, cuprinde mai multe etape [107]: - încălzirea pieselor până la temperatura de austenitizare şi menţinerea la această temperatură (I); - răcirea cu o asemenea viteză, încât să se asigure stabilitatea austenitei până la temperatura de transformare izotermă ( preîntâmpinarea formării perlitei) (II); - menţinerea la temperatura de transformare izotermă a austenitei în domeniul ausferitic (III); - răcirea până la temperatura ambiantă (IV). Figura 1.11 Schema generală a tratamentului termic de obţinere a fontei cu grafit nodular ausferitice (călire cu transformare izotermă a austenitei în domeniul ausferitic = austempering) [107] Temperatura la care are loc austenitizarea fontelor cu grafit nodular variază în limite largi ( ºC), în majoritatea cazurilor situându-se în domeniul ºC [107]. In timpul menţinerii la temperatura de austenitizare ( ºC) în domeniul γ sau α + γ are loc îmbogăţirea austenitei în carbon şi uniformizarea conţinutului lui în diferitele zone ale masei metalice. Pe măsură ce temperatura de austenitizare se măreşte creşte conţinutul de carbon 10 Ing. MON Ioan Cătălin

14 dizolvat [107]. Temperatura la care se realizează austenitizarea, respectiv conţinutul de carbon al austenitei influenţează de asemenea transformarea ausferitică, determinând direct formarea ausferitei inferioare sau a ausferitei superioare [107]. Formarea martensitei este favorizată de creşterea conţinutului de mangan şi a temperaturii de austenitizare. Se recomandă utilizarea unor temperaturi de austenitizare reduse, în special la conţinuturi ridicate de mangan, pentru a elimina segregarea acestuia. In cazul oţelului călit izoterm, bainita reprezintă un amestec de ferită aciculară şi carburi. In cazul fontelor călite izoterm, din cauza conţinutului mai ridicat de siliciu apare o structură formată din ferită aciculară şi austenită stabilă, similar oţelului cu un conţinut ridicat de siliciu (2,5% Si) [107]. Transformarea izotermă a austenitei din fonta cu grafit nodular se desfăşoară sub influenţa unei multitudini de factori: temperatura şi timpul de transformare izotermă, starea austenitei în momentul transformării respectiv compoziţia chimică segregaţiile şi mărimea grăunţilor precum şi viteza de răcire între austenitizare şi cea de transformare izotermă [107]. In timpul transformării izoterme a austenitei are loc precipitarea feritei aciculare, care creşte în interiorul austenitei din care provine. In acest timp, carbonul este expulzat de la frontul de creştere al feritei aciculare în austenita înconjurătoare. Conţinutul ridicat de siliciu, prezent în fonta cu grafit nodular, suprimă formarea carburilor în proces asociat transformării ausferitice, iar austenita reziduală continuă să dizolve carbonul, astfel că reacţia ausferitică se desfăşoară în continuare. In momentul în care austenita devine foarte bogată în carbon, creşterea feritei aciculare este inhibată, astfel că reacţia ausferitică încetează [107]. La temperaturi de transformare ridicate (peste 330 ºC) difuzia carbonului din ausferita în curs de formare în austenita înconjurătoare este rapidă, aceasta îmbogăţindu-se în carbon [107]. In general, transformarea ausferitică se desfăşoară în două etape [104,107]: în etapa I a procesului de austemperare, austenita metastabilă se transformă într-un amestec de ferită aciculară și austenită bogată în carbon; în etapa II austenita cu un conținut ridicat de carbon se va descompune într-un amestec de ferită aciculară și carbură, termodinamic mai stabilă la tratamentul termic prelungit. Fracțiunea maximă de ferită aciculară (bainitic ferrite în figura 1.13) și de austenită reziduală îmbogățită cu carbon apare la finele etapei I. Martensita este prezentă doar dacă răcirea la temperatura camerei a fost realizată înainte ca transformarea ausferitică să fie oprită (sfârșitul etapei I). Dacă procesul este lent, în etapa II începe precipitarea carburii din austenită [69,70,104]. Intervalul de timp dintre aceste etape este o fereastră de procesare (figura 1.13) [70]. Poziția și mărimea ferestrei de procesare depinde de factorii care guvernează transformarea ausferitică enunțați anterior [107]. Ing. MON Ioan Cătălin 11

15 Pe de altă parte, fereastra de procesare constă în zona dintre temperatura inițială de transformare ausferitică și temperatura inițială de start a transformării martensitice [70]. La temperaturi de menținere izotermă mari [104] (>350 ºC, dependentă de factorii enunțați anterior) sau la durate mici de menținere [8] ausferita va fi liberă de carburi (asemănător bainitei Figura 1.13 Dezvoltarea microstructurii în timpul superioare în oțelurile călite izoterm), transformării ausferitice cu ferestrei de procesare înaintea etapei II, în timp ce la a ADI [70] temperaturi mai joase și durate mari transformarea ausferitică poate fi însoțită de precipitarea carburilor (asemănător bainitei inferioare în oțelurile călite izoterm), rezultând un amestec de ferită aciculară, carburi și austenită bogată în carbon [104]. Astfel, pentru producerea ADI tenace și ductilă, cu alungire mai mare, dar rezistență la rupere și duritate redusă, ar trebui aleasă o temperatură de menținere izotermă mai mare ( ºC) pentru a rezulta o matrice ausferitică și cantități mai mari de austenită bogată în carbon (20-40%) [53]. Fontele ADI grad 900/650/9 și grad 1050/750/7 (ASTM A897M-03) sunt tipice pentru aceste condiții. Pentru a produce ADI cu o rezistență la rupere mai mare și o rezistență mai mare la uzură, dar o tenacitate mai redusă la rupere, ar trebui utilizate temperaturi de menținere mai mici de 350 ºC [53]. 1.3 Procedee de sudare aplicate fontelor ADI Fonta ADI poate fi sudată după tratamentul termic de austenitizare şi transformare izotermă sau să fie sudate componentele sub formă de fontă DI, după care se va realiza tratamentul termic. Ca și alte tipuri de fontă, DI este un material dificil de sudat datorită fragilității și schimbărilor structurale care apar în timpul sudării cauzate de ciclul termic Modificările structurale constau în formarea martensitei și carburii de fier în zona afectată de căldură și în zona de fuziune parțială [128]. Aplicându-se procedeul de sudare MMA şi electrodul Conarco Ni55, 50% Fe şi 50% Ni, ADI poate fi sudată la temperatura camerei de 22 C, obţinându-se valori mici pentru proprietăţile mecanice ale îmbinării sudate comparativ cu cele ale materialului de bază ADI [2]. 12 Ing. MON Ioan Cătălin

16 Fonta ADI poate fi sudată cu succes folosind procedeul de sudare WIG fără material de adaos, neexistând riscul apariţiei de fisuri în zona influențată termic, dar duritatea în această zonă este mai mare pentru probele care au fost austenitizate 20 minute comparativ cu cele care au fost austenitizate 100 minute, datorită conţinutul de carbură Figura 1.26 Procedeul de sudare WIG [3] ridicat [3]. S-a încercat remedierea componentelor din fontă ADI provenite de la vehiculele militare, aplicând procedeul de sudare WIG. In microstructură materialului de bază se evidenţiază prezenţa bainitei superioare (actualizat ausferitei superioare), iar în sudură prezența ledeburitei. Rezultatele obținute au fost aplicate la brațele de punte ale vehiculelor militare [83]. Inainte de aplicarea procedeelor MMA şi WIG împreună cu electrozii standardizați AWS- EniFeCl aplicat la rădăcină și AWS-E11018-G pentru umplere, în vederea determinării sudabilităţii fontelor ADI, probele au fost supuse unui tratament termic de austenitizare la 900 C timp de 60 minute și apoi transferul rapid într-o baie de sare (100% Na2NO3) la 380 C timp de 2 ore, urmat de o răcire în apă la temperatura camerei [32]. In timpul procesului de austenitizare matricea feritică a fost transformată într-o ferită aciculară și austenită reziduală [32]. Pentru îmbinarea DI au fost cercetate diverse procedee de sudare. Cele mai multe teste au fost efectuate folosind sudarea manuală cu arc (MMA) [16,31,32,33,58,61,72,94,95, 115,116,117,118,125,128]. Alte teste s-au efectuat prin sudarea cu oxiacetilenă [94], sudarea cu electrod de wolfram în gaz inert (WIG) [1,18,21,59,83]. De asemenea, sa încercat sudarea sub presiune a DI [32], sudarea prin frecare [124,129,130], sudura prin frecare cu rotire (FSW) [24,26,135], și placarea [64,73]. Testele au fost efectuate folosind diferite materiale de umplutură: ENiFeCI [31], sudură de rădăcină cu Inconel 625 urmată de sudură de umplere cu 97,6% Ni electrod [21], Ni pur, aliaj Fe-Ni, aliaj Ni- Oțel ferită [16], AWS E11018-G, ENiFeCI, ENiCI [32], E6013, ENiFeCI, E309 sârmă [33], ENiCrFe3 [58]. Folosirea unei temperaturi ridicate de preîncălzire (400 C) poate conduce la formarea martensitei în zona influenţată termic şi a unui strat de carbură în zona parţială de fuziune, pe când utlizarea unei temperaturi scăzute de preîncălzire (100 C) formează mici cantităţi de carburi în zona parţială de fuziune [90]. Ing. MON Ioan Cătălin 13

17 Folosind procedeul de sudare manual MMA, El-Banna și colectivul au realizat depunerea a 5 tipuri de material de adaos (ENi-C, ENiFe-CI, E7018, E308L-16, ENiCuB) printr-o singură trecere pe placa de probă din fontă ductilă perlitică [16]. Nivelul de preîncălzire a fost de 200 C timp de 1 oră, temperatura între straturi ar trebui să nu fie mai puțin de 200 C. Atunci când este utilizat un material de adaos din oțel feritic pentru a obţine o îmbinare sudată pe fontă ductilă, preîncălzirea la 300 C este cea mai bună opțiune [16]. Integrarea tehnologiei de sudare cu fascicul laser, combinate cu un tratament termic de scurtă durată sau adaptate cu materiale de adaos, oferă o nouă abordare pentru materialele cu o duritate ridicată în care pot apărea fisuri, cum ar fi oțeluri de înaltă rezistență, fontă, aluminiu și aliaje speciale [114]. Rigiditatea mare a părților și a cordonului circumferențial din zona axială conduce la un risc ridicat de fisurare la rece în cordon sau în zona influențată termic [114]. Ansamblul de roți dințate din oțel de înaltă rezistență cu carcasa diferențială din fontă au fost îmbinate prin sudare cu fascicul laser în defavoarea fixării mecanice cu șuruburi [114]. Figura 1.35 Diferențial cu roată dințată sudată cu laser: a)aspectul exterior, b) sudarea cu fascicul laser a roții dințate de carcasă [114] Sudurile cu diferite elemente de aliere (Cu, Ni, Mn şi Mo) au fost obţinute prin schimbarea tipului şi a cantităţii de agenţi de aliere în stratul de acoperire cu flux [117]. Sudurile au fost depuse pe plăcile de probă prin procesul de sudare MMA. Cu şi Ni au un efect redus asupra rezistenţei la tracţiune a sudurii ADI, dar pot îmbunătăţi ductilitatea datorită creşterii fracţiei volumului de austenită reziduală. 14 Ing. MON Ioan Cătălin

18 CAPITOLUL 2 Obiectivele tezei de doctorat Ca urmare a studiului documentar efectuat cu privire la practicile existente până în prezent şi rezultatele acestora privind sudarea fontelor ADI, subiectul tezei de doctorat este determinarea sudabilității fontelor ADI. Pentru determinarea sudabilității ADI am ales trei procedee de sudare a fontelor ADI: procedeul de sudare MMA (Manual Metal Arc) cu material de adaos; procedeul de sudare WIG (Wolfram Inert Gas) cu material de adaos; procedeul de sudare cu fascicul laser, fără material de adaos. Pentru fiecare dintre aceste procedee trebuie realizat: alegerea materialului de adaos proiectarea unui dispozitiv experimental pentru a preveni deplanarea epruvetelor în timpul sudării, datorită tensiunilor interne care apar în timpul procesului de sudare; stabilirea temperaturii de preîncălzire; stabilirea parametrilor regimului de sudare; stabilirea tratamentului termic post sudare; caracterizare îmbinărilor obținute. CAPITOLUL 3 Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI folosind procedee manuale prin fuziune cu material de adaos In partea experimentală s-a urmărit efectul diferitelor tehnologii de sudare asupra materialelor alese pentru studiu, respectiv procedee manuale prin fuziune MMA și WIG cu materiale de adaos, precum și procedeul de sudare cu fascicul laser fără material de adaos Materiale utilizate Materialul utilizat în cadrul cercetărilor experimentale pentru realizarea testelor de sudare prin fuziune cu material de adaos este ADI Grad 1050/750/07 (ASTM A897M-03) şi DI Grad (A536-84). Materialul a fost primit de la Central Metallurgical Research and Development Institute Egypt, cu dimensiunile iniţiale 500 x 150 x 15 mm. Fonta ADI a fost Ing. MON Ioan Cătălin 15

19 obţinută printr-un proces de tratament termic izoterm a fontei DI, care implică austenitizare la temperatura de 900 C, urmată de menţinerea izotermă la 375 C şi apoi răcire la temperatura camerei, conform datelor primite de la producător (figura 3.1). Figura 3.1 Plăcile din fontă ADI primite de la CMR Egipt Pregătirea probelor de fontă ADI şi DI în vederea sudării s-a făcut la Universitatea Transilvania Braşov, Facultatea Știinţa şi Ingineria Materialelor, Departamentul Ingineria Materialelor şi Sudură, prin frezarea plăcilor de ADI și DI în epruvete cu dimensiunile Lxlx = 220x120x15 mm, cu rost în Y la 90. Epruvetele utilizate sunt prezentate în figura 3.2. Figura 3.2 Dimensiunile epruvetei cu rost în Y pentru sudarea prin fuziune cu material de adaos Compoziţia chimică a epruvetelor ADI/DI este prezentată în tabelul 3.1 conform specificaţiei primită de la producător. Tabelul 3.1 Compoziţia chimică a probelor ADI/DI, % masă C Si Mn P S Fe 3,5 3,6 2,4 2,5 0,25 0,3 0,01 0,01 rest 16 Ing. MON Ioan Cătălin

20 Valorile minime impuse ale proprietăţilor mecanice ale fontelor ADI sunt prezentate în tabelul 3.2, iar ale fontelor DI în tabelul 3.3. Tabelul 3.2 Proprietăţile mecanice ale ADI conform ASTM A897M-03 [10] Rezistența la Limita de Alungirea Energia de Duritatea Brinell Grad tracțiune [MPa] curgere [MPa] [%] impact [J] [HB] 900/650/ /750/ /850/ /1100/ /1300/ Tabelul 3.3 Proprietăţile mecanice ale DI conform ASTM A [9] Rezistența la Limita de Alungirea Grad tracțiune [MPa] curgere [MPa] [%] Sudarea epruvetelor ADI utilizând procedeul de sudare WIG Pentru a obţine îmbinarea pe probele ADI a fost aplicat procedeul de sudare WIG, folosind ca material de adaos electrodul OK 92.58, a cărui compoziție chimică este prezentată în tabelul 3.4 [51]. Invelișul electrodului a fost îndepărtat pentru a nu influența baia metalică. Parametrii regimului de sudare WIG aplicaţi pe epruveta ADI, sunt prezentaţi în tabelul 3.5. Tabelul 3.4 Compoziţia chimică a electrodului OK 92.58, % masă [51] ELECTROD C Mn Si Fe Ni Al P S OK ,50 0,80 0,70 46,00 51,00 1,40% 0,006 0,003 Tabelul 3.5 Parametrii regimului de sudare WIG Curent/ Polaritate A/ DC polaritate pozitivă la electrod Poziția de sudare PA, conform EN ISO 6947:2011 [56] Electrod OK92.58 Ø 3,2 mm Preîncălzire 220º-250ºC Tensiunea de sudare V Viteza de sudare 110 mm/min Rost 3,2 mm Ing. MON Ioan Cătălin 17

21 Electrod nefuzibil de Wofram Ø 2.4 mm Gaz de protecție Argon 99% Debitul gazului de protecție 10 L/minut In figura 3.7 este prezentat aspectul cordonului de sudură obţinut în urma aplicării procedeului de sudare WIG. Material de bază ADI Zona influenţată termic Figura 3.7 Cordon de sudură obţinut prin procedeul de sudare WIG Cordon de sudură obţinut pe epruveta ADI Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare MMA Pentru realizarea testelor experimentale pe probele DI s-a aplicat procedeul de sudare MMA, utilizând ca material de adaos electrodul OK Parametrii regimului de sudare MMA aplicaţi pe epruveta DI sunt prezentaţi în tabelul 3.7. Tabelul 3.6 Compoziţia chimică a electrodului OK 92.18, % masă [50] ELECTROD C Ni Fe Si Mn OK ,90 92,00 3,50 0,70 0,60 Curent/ Polaritate Tabelul 3.7 Parametrii regimului de sudare MMA 70-95A/ DC polaritate pozitivă la electrod Poziția de sudare PA, conform EN ISO 6947:2011 [56] Electrod OK Ø 3,2 mm Preîncălzire 220º-250ºC Tensiunea de sudare V Viteza de sudare 90 mm/min Rost 3,2 mm In figura 3.9 este prezentat aspectul cordonului de sudură obţinut în urma aplicării procedeului de sudare MMA. Zona influenţată termic Material de bază DI Figura 3.9 Cordon de sudură obţinut prin procedeul de sudare MMA Cordon de sudură obţinut pe epruveta DI 18 Ing. MON Ioan Cătălin

22 Sudarea epruvetelor DI utilizând procedeul de sudare WIG Pentru realizarea testelor experimentale pe probele DI s-a aplicat procedeul de sudare WIG, utilizând ca material de adaos electrodul OK Parametrii regimului de sudare WIG aplicaţi pe epruveta DI, sunt prezentaţi în tabelul 3.8. Curent/ Polaritate Tabelul 3.8 Parametrii regimului de sudare WIG A/ DC polaritate pozitivă la electrod Poziția de sudare PA, conform EN ISO 6947:2011 [56] Electrod OK Ø 3,2 mm Preîncălzire 220º-250ºC Tensiunea de sudare V Viteza de sudare 100 mm/min Rost 3,2 mm Electrod nefuzibil de Wofram Ø 2.4 mm Gaz de protecție Argon 99% Debitul gazului de protecție 10 L/minut In figura 3.11 este prezentat aspectul cordonului de sudură obţinut în urma aplicării procedeului de sudare GTAW. Material de bază DI Cordon de sudură obţinut prin procedeul WIG pe epruveta DI Zona Influenţată termic Figura 3.11 Cordon de sudura obţinut prin procedeul de sudare WIG 3.4. Controlul distructiv al îmbinărilor sudate pe fontele ADI/DI Incercări de duritate Pentru a determina duritatea în cele trei zone distincte: material de bază, zona influenţată termic şi cordon de sudură obţinută în urma aplicării procesul de sudare WIG/ MMA, s-au prelevat probe reprezentative care au fost tăiate perpendicular pe axa cordonului de sudură. Ing. MON Ioan Cătălin 19

23 Figura 3.25 Distribuţia indentărilor efectuate Variaţia durităţii HV30 pe proba sudată ADI utilizând procedeul de sudare WIG şi electrodul OK92.58 este prezentată în figura Variaţia durităţii HV30 pe proba sudată DI utilizând electrodul Figura 3.26 Valori medii ale durităţii HV30 pe ADI sudată WIG cu electrodul OK în cele trei zone distincte: material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); ( linia 1, linia 2, linia 3) OK92.18 și procedeul de sudare MMA este prezentată în figura 3.27, iar în figura 3.28 este folosit procedeul de sudare WIG. Figura 3.27 Valori medii ale durităţii HV30 pe DI sudată MMA cu electrodul OK în cele trei zone distincte: material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); ( linia 1, linia 2, linia 3) Figura 3.28 Valori medii ale durităţii HV30 pe DI sudată WIG cu electrodul OK în cele trei zone distincte: material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); ( linia 1, linia 2, linia 3) 20 Ing. MON Ioan Cătălin

24 Incercarea la tracţiune Epruveta din fontă ADI sudată prin procedeul WIG cu electrodul OK s-a rupt la încercarea de tracțiune în cordon. Rezultatele testului de tracţiune pe epruveta ADI sudată WIG cu electrodul OK este prezentat în figura Epruvetele din fontă DI sudate prin Figura 3.32 Rezultatul testului la tracțiune pe procedeele MMA și WIG cu electrodul epruveta ADI sudată WIG cu electrodul OK OK s-au rupt la încercarea de tracțiune în materialul de bază. 3.5 Concluzii Din cele trei teste efectuate se constată ca procedeele de sudare MMA și WIG pot fi aplicate doar la repararea componentelor ADI/DI, cu reducerea la un sfert a sarcinilor de încărcare în cazul ADI (la jumătate în cazul DI), până la înlocuirea pieselor. La sudarea fontei ADI cu procedeul WIG, folosind ca material de adaos OK 92.58, rezultă un conținut mic de carbon în cordon (0,09%), duritate mică în cordon raportată la cea din zona influențată termic și materialul de bază, duritatea în ZIT apropiată de cea a materialului de bază, ruperea în cordon, la o tensiune mica față de cea a de materialului de bază, îndoirea la unghiul mediu de 78, energia de impact în cordon și ZIT mică în raport cu cea a materialului de bază. La sudarea fontei DI cu procedeul MMA, folosind ca material de adaos OK 92.18, rezultă un conținut mare de carbon în cordon (0,41%), duritate mică în cordon raportată la cea din zona influențată termic și materialul de bază, duritatea în ZIT mai mare decât cea a materialului de bază, ruperea în materialul de bază, la o tensiune mica față de cea din standard, îndoirea la unghiul mediu de 11, foarte mic, energia de impact în cordon și ZIT foarte mică. La sudarea fontei DI cu procedeul WIG, folosind ca material de adaos OK 92.18, rezultă un conținut mic de carbon în cordon (0,07%), comparativ cu cel obținut la sudarea ADI cu același procedeu, dar cu material de adaos OK 92.58, duritatea în cordon este apropiată de dea din zona influențată termic, mai mare decât cea materialului de bază, ruperea în materialul de bază, la o tensiune mica față de cea obținută la ruperea DI sudată cu procedeul MMA și decât cea din standard, îndoirea la unghiul de 63,5, energia de impact în cordon cea mai mare dintre cele trei teste și cea din ZIT comparativă cu cea obținută la sudarea ADI cu același procedeu, dar cu e material de adaos OK Ing. MON Ioan Cătălin 21

25 CAPITOLUL 4 Cercetări experimentale privind sudabilitatea fontelor ADI/ DI utilizând procedeul de sudare cu fascicul laser fără material de adaos 4.1. Materiale utilizate Au fost folosite aceleași materiale ca și în capitolul precedent, epruvetele pentru liniile de fuziune având dimensiunile Lxlxh = 110x55x6 mm, iar cele pentru sudură Lxlxh = 220x55x6 mm Sudarea epruvetelor ADI/DI utilizând tehnologia de sudare cu fascicul laser Testele de sudare cu laser și caracterizarea îmbinărilor s-a desfășurat la Université de Bourgogne, Laboratoire Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB) équipe Laser et Traitement des matériaux (LTm) în Le Creusot, folosind un laser Truedisk Nr. probă Tabelul 4.1 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI fără preîncălzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] , , , , , , ,6 0, , , , ,6 0, , ,4 0, , ,2 0, , ,4 0, , ,6 0, , ,5 0,8 0, , ,5 0,5 0, , ,5 0,6 0, , ,5 0,6 0, ,06 15 Duză gaz protecție Linii de fuziune Figura 4.5 Linii de fuziune realizate pe epruveta DI 22 Ing. MON Ioan Cătălin

26 Figura 4.7 Reprezentarea grafică a parametrilor (P, V) utilizați în realizarea liniilor de fuziune pe plăcile de fontă DI (NP-Lim = limita penetrării completei; NP = penetrare incompletă; P-Lim = penetrare limită acceptabilă; OK = penetrare completă) fără preîncălzire Criteriile care au stat la baza selectării domeniilor de interes au fost: geometria și compactitatea liniilor de fuziune. Dintre cele 14 linii de fuziune au fost selectate 5 având geometria cea mai corectă. Cu parametrii (P, V) corespunzători acestor linii de fuziune au fost realizate linii de fuziune pe plăcile de fontă ADI, pentru a estima prin comparație, rezultatele obținute pe plăcile de fontă ADI. Parametrii folosiți la realizarea liniilor de fuziune cu fascicul laser pe plăcile de fontă ADI fără preîncălzire, sunt prezentați în tabelul 4.2. Nr. probă Tabelul 4.2 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI fără preîncălzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] 1A. 5 0,6 0, , A. 4,5 0,5 0, , A. 5,5 0,8 0, , A. 4,5 0,8 0, , A. 5,5 0,5 0, , A , , A. 4,5 0,6 0, ,06 15 Ing. MON Ioan Cătălin 23

27 Figura 4.9 Reprezentarea grafică a parametrilor (P, V) utilizați în realizarea liniilor de fuziune pe plăcile de fontă ADI (NP-Lim = limita penetrării complete; NP = penetrare incompletă; OK = penetrare completă) fără preîncălzire Pentru a delimita un domeniu optim de sudabilitate pentru fonta DI preîncălzită au fost realizate 6 linii de fuziune cu parametrii (P, V) selectați dintre parametri folosiți la plăcile de fontă DI fără preîncălzire (tabelul 4.3). Nr. probă Tabelul 4.3 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI cu preîncălzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] , , ,6 0, , ,5 0,8 0, , ,5 0,6 0, , , , ,5 0,6 0, ,06 15 Parametrii folosiți la realizarea liniilor de fuziune cu fascicul laser pe plăcile de fontă ADI cu preîncălzire, sunt prezentați în tabelul Ing. MON Ioan Cătălin

28 Nr. probă Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI Tabelul 4.4 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI cu preîncalzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] ,6 0, , ,5 0,5 0, , ,5 0,8 0, , ,5 0,8 0, , , , ,5 0,6 0, ,06 15 Dupa realizarea liniilor de fuziune probele au fost transferate imediat într-un cuptor electric preîncălzit la temperatura de 200 ºC în vederea menţinerii timp de 3 ore urmată de răcire lentă. In funcție de rezultatele obținute (geometrie, compactitate) pe liniile de fuziune am ales parametrii regimului de sudare cu fascicul laser pentru a obține cordoane de sudură fără preîncălzire pe plăcile ADI și DI (tabelele 4.5 și 4.6). Nr. probă Tabelul 4.5 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI fără preîncălzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] 1. 4,5 0,6 0, , ,5 0,8 0, ,06 15 Nr. probă Tabelul 4.6 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI fără preîncălzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] 1. 4,5 0,8 0, , ,5 0,6 0, ,06 15 Figura 4.16 Cordon de sudură obţinut pe epruvete ADI/ DI In figura 4.16 se remarcă prezenţa fisurilor în cordonul de sudură, fisuri generate de mecanismul de formare a cementitei. Pentru a diminua fenomenul de fisurare, cercetările au fost axate pe probe care au fost supuse preîncălzirii, dar și pe modificarea parametrilor regimului de sudare (putere laser și viteză de sudare, tabelele 4.7 și 4.8). Ing. MON Ioan Cătălin 25

29 Nr. probă Tabelul 4.7 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe ADI cu preîncălzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] 1. 4,5 0,5 0, , ,5 0,6 0, , ,5 0,7 0, , ,6 0, , ,7 0, , ,5 0,6 0, , ,5 1,5 0, , ,8 0, ,06 15 Nr. probă Tabelul 4.8 Regimul de sudare cu fascicul laser aplicat pe DI cu preîncălzire Puterea laserului [kw] Viteza de sudare [m/min] Diametrul spotului [mm] Diametrul fibrei optice [μm] Lungimea de undă [μm] Debitul de argon [l/min] 1. 4,5 0,5 0, , ,5 0,6 0, , ,5 0,7 0, , ,6 0, , ,7 0, , ,9 0, , ,5 0,6 0, , ,5 0,7 0, , ,5 1,4 0, , ,5 0, , ,6 0, , ,7 0, , ,5 0, , Analiza microscopică optică Linii de fuziune pe probele DI fără preîncălzire Zona influenţată termic Material topit Material de bază Material topit Material de bază Zona influenţată termic a) b) Figura 4.28 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI fără preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) material topit, zona influenţată termic și material de bază 500X, atac Nital 3%, P= 5 [kw] şi V= 2 [m/min] 26 Ing. MON Ioan Cătălin

30 a) b) c) Figura 4.31 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI fără preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 4 [kw] şi V= 0,6 [m/min] a) b) c) Figura 4.33 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI fără preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 6 [kw] şi V= 0,6 [m/min] În figura 4.31.a se remarcă o linie de fuziune în formă de gaură de cheie, în partea superioară baia având o ușoară supraînălțare, în partea inferioară zona influențată termic ajungând doar la suprafața inferioară, datorită puterii mici folosite (P = 4 kw). La mijlocul metalului topit se evidențiază axa de finalizare a solidificării. Structura zonei influențate termic (figura 4.31.b) are nodule de grafit, insule de perlită, și martensită. În metalul topit și solidificat se observă insule de grafit, ferită și cementită (figura 4.31.c). Efectul de adâncire la partea superioară (figura 4.33.a.) apare la puteri mari (P = 6 kw), dacă se păstrează constantă viteza de sudare (v = 0,6 m/min). In figurile anterioare este marcată grosimea metalului topit (GMT) în partea expusă razei laser și grosimea maximă a zonei influențate termic (ZIT). Grosimea metalului topit este în jur de jumătate din grosimea tablei din fontă, funcție de parametrii de sudare folosiți. Cu cât crește viteza de sudare, păstrând constantă puterea sursei, scade grosimea băii metalice topite (figura 4.42). Ing. MON Ioan Cătălin 27

31 Figura 4.42 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete DI fără preîncălzire Linii de fuziune pe probele DI cu preîncălzire a) b) c) Figura 4.43 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI cu preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 6 [kw] şi V= 1 [m/min] a) b) c) Figura 4.47 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta DI cu preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 4 [kw] şi V= 1 [m/min] 28 Ing. MON Ioan Cătălin

32 Structura zonelor influențate termic este compusă din grafit, perlită și martensită (4.43.b), iar în metalul topit și solidificat se observă grafit, ferită și cementită (figura 4.43.c). Datorită folosirii unei viteze de sudare mari (V = 1m/min) la o putere mică (P = 4 kw) rezultă o fuziune nepătrunsă (figura 4.47.a). Cu creșterea puterii până la P = 6 kw se observă apariția unei adânciri tot mai pronunțate la partea superioară (figura 4.43.a). Cu cât crește viteza de sudare, păstrând constantă puterea sursei, scade grosimea băii metalice topite (figura 4.49). Figura 4.49 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete DI cu preîncălzire Linii de fuziune pe probele ADI fără preîncălzire a) b) c) Figura 4.52 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI fără preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 4,5 [kw] şi V= 0,5 [m/min] Ing. MON Ioan Cătălin 29

33 a) b) c) Figura 4.54 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI fără preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 4,5 [kw] şi V= 0,8 [m/min] Liniile de fuziune au forma de gaură de cheie, fiind pătrunse. Structura zonelor influențate termic este compusă din grafit, perlită și martensită, iar în metalul topit și solidificat se observă grafit, ferită și cementită. Structura materialului topit este asemănătoare cu ce de la liniile de fuziune realizate pe fontele DI. Datorită vitezei mici de sudare (V = 0,5 m/min) apar căderi ale băii metalice (figura 4.52.a). Pe măsură ce viteza de sudare crește, aceste fenomen dispare (figura 4.54.a). Comparativ cu liniile de fuziune realizate pe DI fără preîncălzire se constată că materialul topit are grosimea asemănătoare, dat lățimea zonei influențate termic este mai mare, asemănătoare cu grosimea ZIT a liniilor de fuziune pe DI preîncălzită. Cu cât crește viteza de sudare, păstrând constantă puterea sursei, scade grosimea băii metalice topite (figura 4.58). Figura 4.58 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete ADI fără preîncălzire 30 Ing. MON Ioan Cătălin

34 Linii de fuziune pe probele ADI cu preîncălzire a) b) c) Figura 4.59 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI cu preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 5 [kw] şi V= 0,6 [m/min] a) b) c) Figura 4.63 Microstructura liniei de fuziune obţinută pe epruveta ADI cu preîncălzire: a) linie de fuziune, 10X, atac Nital 3%; b) zona influenţată termic, 500X, atac Nital 3%; c) material topit, 500X, atac Nital 3%; P= 6 [kw] şi V= 1 [m/min] S-au obținut linii de fuziune pătrunse cu pereții laterali aproape verticali. În metalul topit și solidificat se observă grafit, ferită și cementită, iar în zonele influențate termic grafit, perlită și martensită. Datorită puterii mari (P = 5 kw) și a vitezei mici de sudare (V = 0,6 m/min) apar căderi ale băii metalice (figurile 4.59.a). In figura 4.63.a se observă o retasură și un por în apropierea suprafeței. Se remarcă o creștere a grosimii MT și a ZIT comparativ cu liniile de fuziune obținute pe fonta ADI fără preîncălzire. Cu cât crește viteza de sudare, păstrând constantă puterea sursei, scade grosimea băii metalice topite (figura 4.65). Ing. MON Ioan Cătălin 31

35 Figura 4.65 Variația grosimii băii metalice cu puterea și viteza de sudare pe epruvete ADI cu preîncălzire 4.4. Microscopia electronică (SEM) și compoziţia chimică (EDS) Pentru determinarea compoziției chimice a eșantioanelor prelevate s-a utilizat microscopul electronic cu baleiaj (SEM) marca JOEL, model JSM-6610LA, echipat cu spectrometru de raze X dispersiv în energie (EDS), aflat în dotarea Université de Bourgogne, Laboratoire Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB). Micrografia SEM a materialului de bază DI este prezentată în figura Se observă insule de grafit (negre, cu diametre de aprox μm), domenii de ferită (albe) și de perlită (cenușii). In figura 4.69 este prezentată micrografia SEM a materialului topit în urma realizării linilor de fuziune pe epruveta DI fără preîncălzire pe care s-au aplicat parametrii P= 6 [kw] şi V= 0,6 [m/min]. Se observă o structură specifică cementitei şi ledeburitei. Figura 4.67 Micrografie SEM - material de bază DI, microzona 010, 850X, atac Nital 3% Figura 4.69 Micrografie SEM - material topit, microzona 001, 1500X, atac Nital 3% 32 Ing. MON Ioan Cătălin

36 In figura 4.71 este prezentată micrografia SEM a materialului topit şi a zonei influenţate termic în urma realizării linilor de fuziune pe epruveta DI fără preîncălzire pe care s-au aplicat parametrii P= 6 [kw] şi V= 0,6 [m/min]. Figura 4.71 Micrografie SEM cu zonele de inspecție a materialului topit (microzona 002) şi zonei influenţate termic (microzona 003), 70X, atac Nital 3% Distribuția principalelor elemente de aliere în microzonele 002 şi 003, este prezentată în figurile 4.72 şi 4.73, imagini obținute în câmp dispersiv de raze X. Se remarcă o creștere a carbonului în zona influențată termic (figura 4.73) datorită cuprinderii grafitului în aria de măsurare. Datorita erorilor de măsurare a Carbonului prin metoda EDS și imperfecțiunilor ei în cazul concentrațiilor scăzute de elemente, rezultatele pot fi evaluate doar comparativ. Figura 4.72 Spectru de raze X dispersiv în energie (EDS) specific microzonei 002 Figura 4.73 Spectru de raze X dispersiv în energie (EDS) specific microzonei 003 In figura 4.83 este prezentată variația concentrației de Si și Mn cu puterea (P = 4,5 6 kw) la menținerea constantă a vitezei de sudare (V = 0,6 m/min) pe epruvete DI fără preîncălzire. In cazul zonei influențate termic se remarcă scăderea conținutului de Si și Mn odată cu creșterea puterii. Reducerea conținutului de Mn în ZIT este benefică, deoarece acesta Ing. MON Ioan Cătălin 33

37 favorizează apariția martensitei [8,53,105,107]. Reducerea conținutului de Si este dăunătoare, fiind astfel inhibată formarea grafitului şi nu este împiedicată formarea carburii [8,53,105,107]. In cazul metalului topit variația celor două elemente este oscilantă. Zona influențată termic Metal topit 2,5 2,5 2 2 % masă 1,5 1 % masă 1,5 1 0,5 0,5 0 4, ,5 5 6 Putere laser [kw] Putere laser [kw] Si Mn Si Mn a) b) Figura 4.83 Variația compoziției chimice cu puterea pentru V=0,6 m/min pe epruvete DI fără preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit In figura este prezentată variația concentrației de Si și Mn cu puterea (P = 4,5 5kW) la menținerea constantă a vitezei de sudare (V = 0,6 m/min) pe epruvete ADI fără preîncălzire. Atât în cazul zonei influențate termic cât și a metalului topit se remarcă creșterea conținutului de Si și Mn odată cu creșterea puterii. a) b) Figura Variația compoziției chimice cu puterea pentru V=0,6 m/min pe epruvete ADI fără preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit 34 Ing. MON Ioan Cătălin

38 Aceeași tendință se manifestă și în cazul păstrării constante a puterii la P = 4,5 kw și creșterii vitezei de sudare de la 0,5 la 0,6 m/min (figura 4.101). Creșterea conținutului de Si determină scăderea solubilității carbonului în austenită, iar conținutul ridicat de mangan favorizează apariția martensitei în zona influențată termic [8,53,105,107]. a) b) Figura Variația compoziției chimice cu viteza de sudare pentru P=4,5 kw pe epruvete ADI fără preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit In figura este prezentată variația concentrației de Si și Mn cu viteza de sudare (V = 0,5 0,6 m/min) la menținerea constanță a puterii (P = 4,5 kw) pe epruvete ADI cu preîncălzire. Atât în cazul zonei influențate termic cât și a metalului topit se remarcă creșterea conținutului de Si și Mn odată cu creșterea vitezei de sudare. a) b) Figura Variația compoziției chimice cu viteza de sudare pentru P=4,5 kw pe epruvete ADI cu preîncălzire: a) zona influențată termic, b) metalul topit Ing. MON Ioan Cătălin 35

39 4.5. Difractometrie Identificarea diferiților compuși cristalini s-a realizat cu ajutorul unui difractometru de raze X marca PANALYTICAL, model X' PERT PRO, cu geometrie Bragg-Bretano, în 2θ (figura 4.112), aflat în dotarea aflat în dotarea Université de Bourgogne, Laboratoire Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB). In figura este prezentată difractograma obţinută pe linia de fuziune realizată pe epruveta DI fără preîncălzire la care s-au aplicat parametrii P= 4,5 [kw] şi V= 0,6 [m/min]. Se evidențiază prezența fazelor cementită (Fe3C; Pnma) și ferită (Iron; Im-3m). Formarea cementitei în zona de resolidificare este atribuită dizolvării grafitului în timpul topirii, care se extinde pe întreaga microstructură a zonei și solidificării rapide. Figura Difractograma obținută pe suprafața liniei de fuziune DI fără preîncălzire cu laser P= 4,5 [kw] şi V= 0,6 [m/min] In figura este prezentată difractograma obţinută în urma realizării liniei de fuziune pe epruveta ADI cu preîncălzire la care s-au aplicat parametrii P= 4,5 [kw] şi V= 0,6 [m/min]. Se observă prezența cementitei (Fe3C; Pnma) și a martensitei (I4/mmm). 36 Ing. MON Ioan Cătălin

40 Intensity (counts) Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI Figura Difractograma obținută pe suprafața liniei de fuziune ADI cu preîncălzire cu laser P= 4,5 [kw] şi V= 0,6 [m/min] In figura este prezentată difractograma obţinută în urma comparaţiei dintre liniile de fuziune pe epruveta ADI cu/fără preîncălzire la care s-au folosit parametrii: P= 5,5 [kw] şi V= 0,8 [m/min] (fără preîncălzire), P= 4,5 [kw] şi V= 0,6 [m/min] (cu preîncălzire) şi materialul de bază ADI. Se observă suprapunerea diagramelor cu/fără preîncălzire Theta ( ) Figura Difractograma obținută pe suprafața liniei de fuziune ADI cu preîncălzire şi material de bază ADI Ing. MON Ioan Cătălin 37

41 4.6. Incercări de microduritate Pentru a determina microduritatea în cele trei zone distincte: material de bază, zona influenţată termic şi materialul topit obţinute în urma aplicării tehnologiei de sudare cu fascicul laser, s-au prelevat probe reprezentative care au fost tăiate perpendicular pe axa liniilor de fuziune. Figura Distribuția indentărilor de microduritate Vickers (linia I la 1.5 mm de suprafață, linia II la 3 mm de suprafață, linia III la 4.5 mm de suprafață) Rezultatele testului de duritate obţinute pe epruvetele DI sudate fără preîncălzire cu fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 4 [kw] şi V= 0,6 [m/min] sunt prezentate în figura Figura Duritatea HV05 la sudarea DI cu laser P= 6[kW] şi V= 1[m/min] material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); ( linia 1, linia 2, linia 3) Rezultatele testului de duritate obţinute pe epruvetele DI sudate cu preîncălzire cu fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 4 [kw] şi V= 0,6 [m/min] sunt prezentate în figura Ing. MON Ioan Cătălin

42 Figura Duritatea HV05 la sudarea DI cu laser P= 6[kW] şi V= 1[m/min] material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); ( linia 1, linia 2, linia 3) Rezultatele testului de duritate obținute pe epruvetele ADI sudate fără preîncălzire cu fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 6 [kw] și V= 1 [m/min] sunt prezentate în figura Figura Duritatea HV05 la sudarea ADI cu laser P= 6[kW] și V= 1[m/min] material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); ( linia 1, linia 2, linia 3) Rezultatele testului de duritate obținute pe epruvetele ADI sudate cu preîncălzire cu fascicul laser, fără material de adaos, folosind parametrii P= 6 [kw] și V= 1 [m/min] sunt prezentate în figura Ing. MON Ioan Cătălin 39

43 Duritatea HV05 Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI Figura Duritatea HV05 la sudarea ADI cu laser P= 6[kW] și V= 1[m/min] material de bază (MB); zona influenţată termic (ZIT); cordon sudură (CORDON); ( linia 1, linia 2, linia 3) Concluzii Rezultatele testului de duritate sunt în concordanță cu observațiile de la microscopia optică, microscopia SEM și difracția de raze X. In toate cazurile s-a obținut în materialul topit și resolidificat o duritate foarte mare (> 650 HV05, chiar și 870 HV05), ceea ce demonstrează transformarea grafitului în cementită. Se remarcă o duritate mai mare la adâncimile de 3 mm și 4,5 mm față de duritatea pe linia apropiată de suprafață (la 1,5 mm). Duritatea zonei influențate termic este si ea mare (> 400 HV05), 200% față de duritatea materialului de bază în cazul DI, respectiv 150% în cazul ADI, ceea ce relevă formare martensitei în ZIT ,5 5 5,5 6 Puterea laser [kw] MT ZIT 1 ZIT 2 Figura Variația durității cu puterea pentru V=0,6 m/min pe epruvete DI fără preîncălzire 40 Ing. MON Ioan Cătălin

44 Figura Variația durității cu viteza de sudare pentru P= 4,5 kw pe epruvete DI fără preîncălzire Cercetări privind sudabilitatea fontelor ADI Din figura rezultă că puterea laserului nu are o influență notabilă asupra durității materialului topit la sudarea DI cu laser fără preîncălzire. Același lucru se poate spune și despre duritatea în ZIT, cu excepția puterii de 4 kw, care are duritatea mai mică. O situație similară se remarcă în figura 4.149, care ilustrează variația durității cu viteza de sudare pentru P= 4,5 kw pe epruvete DI fără preîncălzire. Aceeași tendință se manifestă și în cazul sudării laser a DI cu preîncălzire. La sudarea laser a ADI fără preîncălzire, puterea sursei laser nu influențează semnificativ duritatea materialului topit și a zonei influențate termic, dacă se menține viteza de sudare constantă (figura a). Dacă se menține puterea constantă (P= 4,5 kw), creșterea vitezei de sudare determină o ușoară reducere a durității materialului topit și a zonei influențate termic (figura b). a) b) Figura a) Variația durității cu puterea pentru V=0,6 m/min; b) variația durității cu viteza de sudare pentru P= 4,5 kw pe epruvete ADI fără preîncălzire In cazul sudării laser a ADI cu preîncălzire (figura 4.151), atât creșterea puterii sursei laser la viteză de sudare constantă (V=0,6 m/min) cât și creșterea vitezei de sudare la putere Ing. MON Ioan Cătălin 41

45 constantă (P= 4,5 kw) determină o ușoară reducere a durității materialului topit și a zonei influențate termic. a) b) Figura a) Variația durității cu puterea pentru V=0,6 m/min; b) variația durității cu viteza de sudare pentru P= 4,5 kw pe epruvete ADI cu preîncălzire Duritățile obținute în cazul aplicării preîncălzirii sunt mai mici decât cele obținute în absența preîncălzirii, datorită vitezelor mai mici cu care au loc transformările structurale. In cazul liniilor de fuziune obținute cu laser pe ADI, duritățile în metalul topit cu preîncălzire sunt cu 10% mai mici decât cele fără preîncălzire. In cazul liniilor de fuziune obținute cu laser pe DI, duritățile în metalul topit cu preîncălzire sunt cu 15% mai mici decât cele fără preîncălzire. In cazul sudurii laser fără preîncălzire, duritățile în metalul topit sunt cu 10% mai mici la ADI decât la DI. In cazul sudurii laser cu preîncălzire, duritățile în metalul topit sunt cu 5% mai mici la ADI decât la DI. In cazul liniilor de fuziune obținute cu laser pe ADI, duritățile în zona influențată termic cu preîncălzire sunt cu 5% mai mici decât cele fără preîncălzire. In cazul liniilor de fuziune obținute cu laser pe DI, duritățile în zona influențată termic cu preîncălzire sunt cu 10% mai mici decât cele fără preîncălzire. Aceste rezultate demonstrează ca procedeul de sudare cu laser fără material de adaos nu poate fi aplicat la sudarea fontelor ADI/DI. 42 Ing. MON Ioan Cătălin