Bazele Teoretice ale Tratamentelor Termice

Horaţiu VERMEŞAN Pavel MUDURA 

George VERMEŞAN 

Alex. Ilie BERAR 

BAZELE TEORETICE ALE 

TRATAMENTELOR 

TERMICE 

EDITURA UNIVERSITĂŢII DIN ORADEA 

2001

Descrierea CIP a Bibliotecii Naţionale 

Bazele teoretice ale tratamentelor termice/ Vermeşan Horaţiu , 

Mudura Pavel, Vermeşan George, Berar Alexandru Ilie, - 

Oradea: Editura Universutăţii din Oradea, 2000 

165 p. 24cm 

Bibliogr. 

ISBN 973-8083-91-5 

I. Vermeşan Horaţiu 

II. Mudura, Pavel 

III. Vermeşan, George 

IV. Berar Alexandru Ilie 

621.78(075.8) 

Tehnoredactare computerizată : Horaţiu VERMEŞAN 

Pavel MUDURA

Horaţiu VERMEŞAN 

George VERMEŞAN 

Pavel MUDURA 

Alex. Ilie BERAR 

BAZELE TEORETICE ALE 

TRATAMENTELOR 

TERMICE 

Coordonarea lucrării: 

Şef lucrări dr. ing. Horaţiu VERMEŞAN

Referent ştiinţific : Prof. univ. dr. ing. Alexandru MUNTEANU 

Prof. univ. dr. ing . Eugen BICSAK 

Contribuţia autorilor la realizarea lucrării a fost următoarea: 

Şef lucrări dr. ing. Horaţiu VERMEŞAN (Universitatea Tehnică din Cluj-Napoca): 

Cap. 1; Cap. 2; Cap.3; Cap.4; Cap. 7; coordonarea ştiinţifică a lucrării. 

Şef lucrări dr. ing. Pavel MUDURA (Universitatea din Oradea) : Cap. 5; Cap. 6; 

Cap. 9, Cap. 10. 

Prof. univ. dr. ing. George VERMEŞAN (Universitatea Tehnică din Cluj-Napoca): 

Cap.11; Cap. 12. 

Ing. Alexandru Ilie BERAR : Cap.8 Cap. 13

CUPRINS 

PREFAŢĂ………………………………………………………...…..…….8 

DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE……………………...10 

Capitolul 1 OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR 

TERMICE…… ………………………………………….…...15 

BIBLIOGRAFIE……………..…….…………………………….…...21 

Capitolul 2 METODE DE STUDIU ALE TRANSFORMĂRILOR 

STRUCTURALE…………..…………. …………...………...22 

2.1 Difracţia cu raze X……………………...………...……………...23 

2.2 Analiza metalografică……………………………...………….…25 

2.3 Analiza dilatometrică…………………………….……...…….…39 

2.4 Analiza termică……………………………..……...…………….45 

2.5 Analiza magnetică……………………………..………………...47 

2.6 Analiza termogravimetrică…...……….………………………....48 

BIBLIOGRAFIE……………..…….……..………………………….49 

Capitolul 3 TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA INCĂLZIRE…....50 

3.1 Generalităţi……………………………...…………………....….50 

3.2 Transformarea α →γ în cursul încălzirilor lente……….………...53 

3.3 Transformarea α →γ în cursul încălzirilor rapide, fără 

menţinere…………………………………………………...…….53 

3.4 Transformarea α →γ în cursul încălzirilor cu menţinere 

izotermă……………...………………………………………….56 

3.5 Influenţa structurii iniţiale asupra transformării α →γ la 

încălzire…………...……………………………………………...58 

3.6 Mărimea grăuntelui austenitic…….……..………...…………….60 

BIBLIOGRAFIE……………………………………………………...70 

Capitolul 4 TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA 

RĂCIRE………………………….…….…...….……………..71 

4.1 Diagramele TTT la răcire în condiţii izoterme……………..…..71 

4.2 Diagramele TTT la răcire continuă……………...…………….…83 

4.3 Aplicaţii practice ale diagramelor TTT………………..…….…..94 

4.4 Transformarea austenitei în perlită ( transformarea perlitică).....105

4.5 Transformarea austenitei în martensită (transformarea fără 

difuzie)…………...…………………………………….…..…...113 

4.6 Transformarea austenitei în bainită ( transformarea 

intermediară)………………...……………………………….....121 

BIBLIOGRAFIE …….……………………………….……………..127 

Capitolul 5 PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI 

REZULTAŢI ÎN URMA TRATAMENTELOR 

TERMICE………………………………….………. ….…..128 

5.1 Austenita…………..……………………..……...……………....129 

5.2 Ferita……………………………………………...……...……..131 

5.3 Cementita……………………………… ………...…….……..136 

5.4 Perlita…..……………………………………………………….139 

5.5 Bainita………………………………………………………..…141 

5.6 Martensita………………………………………………..……..143 

5.7 Alte structuri…………………………………………….……...144 

BIBLIOGRAFIE………………………………………………...….146 

Capitolul 6 RECOACEREA DE OMOGENIZARE…………. …….….147 

BIBLIOGRAFIE…………………………………………………….155 

Capitolul 7 RECOACEREA DE NORMALIZARE..……………..….....156 

7.1 Parametrii tehnologici…………..………….…………………...158 

7.2 Aplicaţii……...……………………………….…………………163 

BIBLIOGRAFIE………………..…………………………………...166 

Capitolul 8 RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE) ...…...167 

BIBLIOGRAFIE……………..………………………………...……176 

Capitolul 9 RECOACEREA DE RECRISTALIZARE……….…….….178 

BIBLIOGRAFIE……………...……………………………………..189 

Capitolul 10 RECOACEREA DE DETENSIONARE……...………......190 

BIBLIOGRAFIE…………….…………………………………...….205 

Capitolul 11 CĂLIREA ÎN VOLUM..……...………………..….……….206 

11.1 Consideraţii generale………………………...………...…...…206 

11.2 Parametrii tehnologici…………………………………....……207 

11.3 Metode de călire……………...………………...………….….214

11.4 Călibilitatea……………………………………………....……227 

11.4.1 Factori care influenţează călibilitatea………...…...…...230 

11.4.2 Metode pentru determinarea călibilităţii……..……...…233 

11.4.3 Aplicaţii practice ale călibilităţii……………..……..….245 

11.5 Defecte de călire………………………………………...….…254 

BIBLIOGRAFIE…………….………………………………………262 

Capitolul 12 REVENIREA…………………..………….………...….…264 

12.1 Consideraţii generale………………………………………….264 

12.2 Stadiile revenirii. Comportarea la revenire a oţelurilor 

carbon şi aliate…….………………………………………….264 

12.3 Evoluţia proprietăţilor mecanice……….…….……….….…....271 

12.4 Parametrii tehnologici ai revenirii………………..………..….276 

12.5 Fragilitatea la revenire………………………………………...281 

12.6 Previziunea prin calcul a durităţii după revenire…..….………285 

BIBLIOGRAFIE…………….…………………………………...….294 

Capitolul 13 PATENTAREA SÂRMELOR.………….………...….……295 

13.1 Etapele procesului de patentare……………………....……….295 

13.2 Utilaje şi instalaţii pentru patentare…………...……………....298 

13.3 Temperatura de austenitizare…………………..………...……302 

13.4 Durata de menţinere (viteza sârmei)…………………………..304 

13.5 Temperatura de patentare…………………...….……………..305 

13.6 Durata de patentare………………...……………………….…306 

BIBLIOGRAFIE………………………………………………….…308

PREFAŢĂ 

Deşi în prezent aria de răspândire şi utilizare a aliajelor metalice se 

extinde cu repeziciune, oţelurile rămân, prin diversitatea nuanţelor şi 

aplicaţiilor industriale, a transformărilor de fază în stare solidă şi a 

proprietăţilor posibil de obţinut, cele mai studiate aliaje metalice. 

Aspectul relativ complicat al diagramei Fe-Cem., interesantul 

polimorfism al fierului, prezenţa liniilor de solubilitate variabilă în carbon şi 

elemente de aliere ale fierului α şi ale fierului γ , existenţa unei transformări 

eutectoide, puternic influenţate de modul de încălzire, şi mai ales de răcire, 

toate fac din oţelul un aliaj destinat studiului principiilor de bază ale 

aplicării tratamentelor termice. 

Înţelegerea acestor principii ce stau la baza regimurilor termice 

aplicate oţelurilor carbon şi slab aliate serveşte, de cele mai multe ori, 

formării unei imagini corecte şi de ansamblu asupra aplicării tratamentelor 

termice asupra altor aliaje metalice. 

Lucrarea de faţă, elaborată de un colectiv de cadre didactice din 

Cluj-Napoca şi Oradea, constituie atât un îndrumător de principii şi de 

metode cât şi, mai ales, o sursă de date şi informaţii tehnice (relaţii, tabele, 

diagrame, micrografii etc.) necesare aplicării practice a principalelor 

operaţii de tratamente termice. 

În prima parte , după ce se prezintă importanţa aplicării tratamentelor 

termice asupra structurii şi implicit asupra proprietăţilor oţelurilor, se 

continuă cu trecerea în revistă a principalelor metode de analiză şi de studiu 

a structurilor metalografice şi a transformărilor de structură ce pot avea loc 

sub efectul încălzirii şi răcirii cu diferite viteze de răcire. 

Următoarele două capitole analizează în amănunt aceste transformări 

şi influenţa pe care o au diverşii factori precum viteza de încălzire şi răcire, 

compoziţia chimică, structura iniţială momentului încălzirii şi răcirii şi 

regulile de interpretare şi citire ale diagramelor TTT la răcire izotermă şi 

continuă. 

În capitolul 5 sunt prezentate proprietăţile structurilor de echilibru 

posibil; de obţinut prin diferite modalităţi de răcire, iar în capitolele 

următoare sunt analizate principalele operaţii de tratament termic: 

recoacerea, călirea martensitică şi revenirea.

PREFAŢĂ 9 

Desigur în ultimii ani au mai fost publicate lucrări de acest gen, dar 

ce o deosebeşte în mod cert de aceste publicaţii este faptul că lucrarea de 

faţă poate interesa un public mai larg începând cu studenţii specializărilor 

tehnice care se pregătesc în domeniul materialelor metalice, până la 

specialiştii cercetători şi inginerii confruntaţi cu realităţile industriale 

curente ale acestui domeniu.. Acest lucru este posibil întrucât alături de 

teoriile clasice ce explică principiile de bază, regăsibile şi în alte lucrări, 

cartea de faţă conţine şi o serie de noutăţi culese din reviste şi lucrări de 

specialitate apărute în ultimii ani. 

În consecinţă, prevăd că această lucrare va cunoaşte un succes 

deosebit, datorat atât bogăţiei informaţiilor furnizate cât şi dorinţei de a 

stârni curiozitatea unui cât mai larg şi numeros public interesat. 

Prof. dr. ing. Alexandru MUNTEANU

DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE 

Actualul nivel de dezvoltare al civilizaţiei umane cât şi progresul ei în viitorul 

apropiat, se datoreşte în mare măsură folosirii de către om a materialelor şi aliajelor 

acestora, etc. De aceea este pe deplin justificată preocuparea de a stabili în mod ştiinţific 

vechimea preocupărilor metalurgice ale omenirii. Recentele descoperiri arheologice 

dovedesc că omul a cunoscut şi folosit metalele (primele fiind Au, Cu şi Fe meteoritic) mult 

mai devreme decât se presupunea până nu demult. În baza unor dovezi materiale 

incontestabile, cercetările efectuate până acum au demonstrat că metalele au fost 

descoperite în epoca neoliticului timpuriu. 

Cu peste 3.000 ani (î.e.n.) fierul obişnuit din meteoriţi era foarte rar şi mai apreciat 

decât aurul, servea la confecţionarea bijuteriilor şi a diferitelor podoabe. Numai cu 1.500 de 

ani î.e.n. se poate vorbi de o utilizare a fierului pentru arme şi unelte. 

Prima unealtă de fier a fost descoperită în 1837 într-o piramidă din Egipt având 

peste 5.000 de ani vechime. Probabil că o astfel de unealtă a fost folosită la tăierea pietrelor 

pentru piramide. În urma analizei chimice 

s-a constatat că pe lângă carbon mai conţine şi puţin nichel. 

Tratamentele termice, această succesiune de operaţii constând în încălziri şi răciri 

la temperaturi stabilite şi cu viteze convenabil alese, sunt strâns legate de primele prelucrări 

ale metalului. În timpul şi după prelucrările metalului omul a observat că unele unelte sunt 

mai tari şi mai durabile dacă se face o răcire mai rapidă. Odată cu folosirea oţelului elaborat 

direct din minereu în cuptoare tip gropi, s-a observat că dacă se face răcirea rapidă la 

oţelurile cu conţinut mare de carbon se obţine o creştere substanţială a durităţii şi 

rezistenţei. Prin aceste observaţii se pune în evidenţă tratamentul termic cel mai utilizat 

„CĂLIREA". Deci, acest tratament termic a fost cunoscut de foarte mult timp. Totuşi, 

prima descoperire a acestui tratament termic o găsim în capodopera marelui poet epic grec 

HOMER, Odiseea (sec. IX - VIII î.e.n.). 

O altă descriere, mai detailată despre călire o găsim în lucrarea lui Pliniu cel 

Bătrân (Caius Plinius Secundus) din sec. I, intitulată „Istoria naturală". In părţile despre 

mineralogie se vorbeşte şi despre călirea oţelului, unde se recomandă ca obiectele subţiri 

din oţel să fie călite în ulei, deoarece în apă există pericolul să devină fragile. Iată deci că se 

punea problema .rolului mediului de răcire. 

Deja în mileniu VII î.e.n. se cunoştea că duritatea Cu, Au şi Fe meteoritic se poate 

mări prin ciocănirea la rece cu ajutorul pietrelor tari. Un mileniu mai târziu se aplica pentru 

prima dată recoacerea cuprului. În Egipt şi Mesopotamia, în mileniu IV se producea fier 

spongios care se prelucra prin ciocănire la cald după recoacere. 

Există unele indicaţii, după care prin anii 1300-1400 î.e.n. în Armenia s-ar fi 

produs fier pudlat, iar în Caucazul de nord s-ar fi cunoscut practica călirii suprafeţelor 

metalice de fier. 

In anul 500 î.e.n. în India şi Damasc se fabrică oţel prin carburare care avea 

proprietăţi superioare.

DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE 11 

În evul mediu tratamentele termice s-au dezvoltat foarte mult, apărând o adevărată 

artă a călirii. Operaţiile de călire aplicate la fabricarea pieselor pentru armament erau ţinute 

secret şi erau practicate de anumite persoane care nu-şi divulgau meseria. 

Datorită modificărilor spectaculoase ale proprietăţilor în urma aplicării 

tratamentelor termice, se considera că aceste tehnologii au la bază un fenomen mistic, idei 

care s-au păstrat în unele centre industriale mai înapoiate şi după cel de-al doilea război 

mondial, aşa cum precizează A.J. HICK în revista Metalurgia din Marea Britanie. Astfel se 

arată că există idei despre tratamente termice care pot constitui subiecte de haz chiar la 

sfârşitul secolului XX, ca de exemplu: 

• stimularea procesului de carburare prin introducerea în amestecul de carburare a 

prafului de mumie sau a cărnii de viperă; 

• utilizarea oamenilor cu părul roşu pentru efectuarea operaţiilor de tratamente 

termice; 

• efectuarea tratamentelor termice în condiţii de întuneric şi cu uşile şi geamurile 

închise, pentru a nu stârni furia puterilor divine. 

Toate aceste păreri aduc un deserviciu progresului în domeniul tratamentelor 

termice, dacă nu sunt explicate ştiinţific cum au apărut şi ce rol au jucat la vremea 

respectivă. 

Stimularea cementării prin folosirea prafului de mumie se explică prin faptul că în 

majoritatea cazurilor la mumificare se folosea nisip radioactiv, care introdus în amestecul 

de cementare ridică nivelul energetic al procesului de difuzie. 

Folosirea oamenilor cu părul roşu la operaţiile de călire poate fi justificată de lipsa 

de aparatură precisă de măsurare a temperaturii pieselor supuse călirii, ştiind că oamenii cu 

părul roşu au o sensibilitate mai bună a ochiului în spectrul roşu, ceea ce conduce la o 

apreciere mai bună a temperaturii. 

Efectuarea tratamentelor termice în condiţii de întuneric are de asemenea scopul 

de apreciere mai exactă a temperaturii. 

Din evul mediu timpuriu şi până în sec. XVI dominaţia arabă s-a bazat şi pe 

priceperea în fabricarea săbiilor. Aceste săbii, în Japonia erau utilizate cu câteva secole 

înainte, ceea ce a permis să-şi apere teritoriul. Nu se cunosc încă modalităţile prin care au 

fost obţinute aceste săbii, care au avut un rol determinant în menţinerea dominaţiei în zona 

mediteraneană. Există o serie de presupuneri şi de legende legate de fabricarea săbiilor, care 

sunt cunoscute sub denumirea de săbii de Damasc, săbii de Toledo, japoneze, ş.a. 

Se pare că cele mai valoroase erau săbiile de Damasc. Folosirea lor zilnică nu 

deteriora tăişul, erau atât de ascuţite încât tăiau chiar şi un fir de lână lăsat să cadă liber. Ele 

se puteau deosebi şi după sunetul rezultat în urma lovirii. Sunetul lung, foarte clar, cristalin, 

scos de aceste săbii ne arătau că oţelul este lipsit de cavităţi, impurităţi şi fisuri. 

După un vechi manuscris arab, reţeta fabricării săbiilor ar fi următoarea: o 

panglică de oţel era încălzită şi bătută cu ciocanul în timp ce era trasă de două perechi de 

boi. Subţiată cu acest laminor primitiv, panglica de oţel era îndoită, bătută şi întinsă din 

nou. Când se socotea că subţiatul s-a terminat, meşterul armurier îşi lua un sclav, mangal, 

ciocane, nicovale şi ieşea din Damasc la miezul nopţii, mergând spre răsărit o zi şi o noapte. 

In ziua următoare, sclavul tăia doi boi şi din pielea lor făcea foale cu care să înteţească 

focul. La miezul nopţii următoare meşterul şi sclavul aprindeau focul şi puneau în funcţiune 

foalele. Când jăratecul era încins introducea în el lama de oţel, astfel ca vârful ei să fie 

îndreptat spre răsărit. Sclavul începe să mişte foalele până când cădea sleit de oboseală. În 

tot acest timp, meşterul bătea cu ciocanul lama de oţel, ca să-i dea forma finală. În zori,

12 BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE 

când metalul avea culoarea roşie a soarelui ce răsărea, meşterul scotea lama din foc şi o 

înfigea în inima sclavului ca să o călească în sânge. Scotea apoi lama de oţel şi o învârtea 

deasupra capului în timp ce rostea o rugăciune. În cele din urmă, cu o lovitură puternică tăia 

dintr-o dată capul sclavului. Dacă această ultimă încercare reuşea sabia era fără greş şi 

meşterul se întorcea la Damasc. Meşterii din Damasc atunci când îşi căleau săbiile în sânge 

uman, nu făceau decât să caute o temperatură a mediului de călire cât mai constantă, 

temperatură pe care metalurgiştii de astăzi au reuşit să o menţină printr-un termostat 

electric, înlocuind sângele cu un ulei. Învârtirea săbiilor deasupra, în timp ce se rosteau 

rugăciuni, era o metodă de călire în aer, cronometrată mulţumită rugăciunilor care durau un 

timp delimitat. 

Primele cercetări ştiinţifice~ care au explicat fenomenele de tratament termic au 

fost efectuate de Reaumur (Rene Antoine Ferchault de REAUMUR 1683-1757), iar 

adevăratele progrese în aplicarea unor tehnologii moderne sunt legate de dezvoltarea fizicii 

şi chimiei. 

P.P. Ananosov în lucrarea „Despre oţelurile de Damasc" foloseşte microscopul în 

anul 1831, observând aşa numita structură „harasan" (desene harasan). El arată că 

proprietăţile superioare ale oţelului din care s-au confecţionat săbiile de Damasc se datorau 

elementelor de aliere Cr, Mn, Si ş.a. 

Prima descriere a tratamentului termochimic a fost făcută de Georg Agricola în 

1540 (De Re Metallica). 

În 1863 SORBY a pus în evidenţă microstructura oţelului prin metoda atacului 

chimic, fiind dezamăgit de lipsa de interes a industriei, faţă de această descoperire. 

În 1864 MARTENS a folosit tehnica fotografică pentru a înregistra structura 

marcând în acest fel naşterea metalografiei. În lucrările sale a denumit cele două structuri 

metastabile ale oţelului: sorbita şi martensita. Prin studiile lui SORBY şi MARTENS se 

pun bazele legăturii dintre structură, proprietăţi şi procedeele de fabricaţie ale produselor. 

Anul 1868 marchează un pas important în studiul transformărilor structurale la 

oţeluri prin descoperirea de către Cernov a punctelor critice A 1 şi A 3 (a, b) deasupra cărora 

trebuie încălzit oţelul pentru ca să-şi modifice structura şi proprietăţile. 

Cinetica transformării structurale este studiată în 1930 de GROSSMAN 

DEVENPORT şi BAIN (SUA) construindu-se primele diagrame TTT. 

Studiile moderne efectuate de COTTRELL (Marea Britanie) FRENKEL (URSS) 

şi READ (USA) au permis cunoaşterea unor noi aspecte privind transformările structurale 

ce au dus la perfecţionarea tehnologiilor de tratament termic. 

Dacă excludem din aprecierea noastră cea mai veche epocă istorică, cea 

paleolitică, în care omul nu ajunsese să cunoască şi să valorifice încă metalele, începând din 

epoca următoare, cea neolitică se poate spune că pe teritoriul României a existat o 

permanentă activitate de extragere şi prelucrare a diferitelor metale aflate în subsol, 

activitate care a consemnat cu fiecare epocă istorică, un pas în dezvoltarea continuă, în 

perfecţionarea tehnologiei acestei nobile şi complexe îndeletniciri. 

Descoperirea fierului are o importanţă colosală, el fiind cea mai însemnată dintre 

toate materiile prime, care a jucat un rol revoluţionar în istorie. 

Deşi noul metal prezenta calităţi superioare, metalurgia bronzului a continuat să se 

dezvolte mai cu seamă la începutul epocii hallsttiene. 

Cercetările recente au evidenţiat vestigii ale procesului de obţinere a fierului prin 

reducere din minereu datând din epoca hollstottionă în mai puţin de opt aşezări răspândite 

în diferite zone ale teritoriului carpato - danubiano - pontic.

DIN ISTORICUL TRATAMENTELOR TERMICE 13 

Teritoriul României, comparativ cu celelalte spaţii europene, se situează printre 

cele dintâi centre ale continentului nostru în care s-a dezvoltat o metalurgie extractivă 

reducătoare a fierului. 

Cucerirea Daciei de către romani la începutul secolului II e.n. a dus la amplificarea 

valorificării bogăţiilor miniere. Ei au înţeles să continue această activitate, folosind 

experienţa şi forţa de muncă a băştinaşilor daci, buni cunoscători ai mineritului. 

Totodată, au căutat să refacă potenţialul acestei exploatări, aducând aici colonii de 

mineri din întregul imperiu. S-a acordat importanţă atât minereurilor din fier, cât şi celor de 

Au, Ag şi Cu. 

Criza stăpânirii romane din secolul III e.n., neputinţa de a mai face faţă, în 

continuare, asaltului popoarelor migratoare, a avut drept consecinţă schimbări ale cursului 

vieţii social-economice, ea fiind un fenomen general, cuprinzând spaţii de la gurile Dunării 

până la Atlantic şi nu un fenomen specific unui anumit teritoriu. 

Retragerea romanilor din a doua jumătate a secolului III e.n. de pe teritoriul Daciei 

nu a făcut însă ca activitatea de extragere şi prelucrare a minereurilor să înceteze. 

Cercetările au dovedit pe deplin că în ceea ce priveşte valorificarea minereurilor de fier, 

aceasta a continuat în toată perioada sec. IV-VII. 

In secolele XIV-XVII, în ceea ce priveşte tehnica propriu-zisă se remarcă, 

comparativ cu situaţia din epoca precedentă, introducerea mai cu seamă în metalurgia 

reducătoare, de procedee şi mijloace mai perfecţionate menite să conducă la creşterea 

randamentului economic şi a producţiei. 

Aplicarea pe scară mai mare în feudalismul dezvoltat a noilor procedee tehnice de 

extracţie a metalului din minereu a avut ca primă consecinţă mărirea capacităţii 

cuptoarelor-furnale capabile de un randament economic ridicat; în acest fel la dispoziţia 

metalurgiei prelucrătoare au putut fi puse cantităţi mai mari de metale corespunzătoare 

cerinţelor mereu crescânde ale societăţii. Realizându-se temperaturi ridicate (peste 1000°C) 

s-a putut obţine o răspândire mai uniformă a carbonului în pasta metalică, rezultând un oţel 

de mai bună calitate. 

Prelucrarea propriu-zisă a metalelor a fost şi ea impulsionată ajungându-se la 

elaborarea unor calităţi de oţeluri apreciabile, care au sporit eficacitatea uneltelor agricole şi 

meşteşugăreşti elaborate din acest metal. 

Analiza de laborator efectuată asupra unor piese de metal prelucrate în atelierele 

de fierărie de la Suceava, din a doua jumătate a secolului XV, au furnizat date deosebit de 

interesante privind elaborarea de către meşteşugarii suceveni a unui oţel de calitate 

superioară. In afară de cuiele prelucrate în mod obişnuit la cald dintr-un fier moale, se 

întâlnesc şi exemplare realizate dintr-un oţel mai bun, conţinând peste 0,3 % C, deci o 

proporţie teoretic acceptabilă pentru obţinerea unui metal cu calităţi deosebite. Interese 

deosebite prezintă, însă, structura lamelor de cuţit. Micrografia lor arată că pentru 

confecţionarea acestor lame s-a aplicat un procedeu care, până acum, n-a fost identificat în 

epocile anterioare. Este vorba de tratamentul termochimic de carburare, în vederea realizării 

unei calităţi superioare de oţel, prin difuzia în masă metalică a carbonului în proporţii 

corespunzătoare, cca 0,8 %. S-au identificat, în grosimea lamei de cuţit, trei straturi 

carburate totalizând un număr de şapte poziţii diferite, ce reprezintă variaţia conţinutului de 

carbon de la o poziţie la alta. 

Deci, meşterii suceveni, trebuiau să cunoască bine procedeul de carburare în 

mediu solid. Unele analize metalografice efectuate pe obiecte metalice descoperite pe


teritoriul Transilvaniei arată că meşteşugarii transilvăneni foloseau acest procedeu de la 

finele secolului XIV. 

Elaborarea oţelului prin metoda amintită a avut o mare importanţă prin 

aplicabilitatea oţelului în diferite sectoare ale economiei medievale. 

In 1868 s-a pus în funcţiune la Reşiţa primul convertizor Bessemer care 

transforma fonta lichidă direct în oţel lichid, la numai câţiva ani de la inventarea noului 

procedeu. Tot aici, în 1876 s-au pornit primele cuptoare Martin. 

Toate acestea întăresc concluzia că din punct de vedere tehnologic, din cele mai 

vechi timpuri, pe teritoriul României metalurgia a fost la un nivel comparabil cu al ţărilor 

dezvoltate.

Capitolul 1 

OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR 

TERMICE 

Prin tratamente termice înţelegem o succesiune de operaţii constând 

în încălziri, menţineri şi răciri efectuate în anumite medii, cu respectarea 

unor condiţii de : temperatură, durată, viteză de încălzire şi răcire, aplicate 

produselor (semifabricate, piese şi scule) pentru a produce modificări în 

structura materialului acestora. Aceste modificări de structură conduc la 

schimbarea proprietăţilor tehnologice, fizico-chimice şi mecanice ale 

produselor. Astfel, scopul tratamentelor termice este obţinerea unor anumite 

structuri, care să dea produsului proprietăţile dorite, fără a schimba forma 

piesei şi nici starea de agregare a materialului. Tratamentele termice 

reprezintă deci, procese tehnologice în urma cărora produsele obţin 

proprietăţi noi. 

În întreaga lume tratamentele termice sunt privite într-o lumină 

nouă. Acest domeniu, care nu cu prea mult timp în urmă era privit ca o 

anexă de ordin secundar în procesele de fabricaţie, a devenit în prezent unul 

dintre subiectele cele mai discutate. Nici o întreprindere care doreşte să 

fabrice produse competitive pe piaţa mondială nu poate neglija importanţa 

tratamentelor termice. 

Aplicarea tratamentelor termice unor piese metalice, poate duce la 

mărirea durităţii şi a rezistenţei la rupere a lor (tab. 1.1), deci şi a rezistenţei 

admisibile, de 2 – 4 ori şi prin aceasta, micşorarea apreciabilă a 

dimensiunilor pieselor respective. Astfel, prin aplicarea unor tratamente 

termice, se realizează una dintre principalele căi de obţinere a economiilor 

de metal, de înlocuire a aliajelor scumpe şi deficitare cu altele mai ieftine. 

Din aceste motive tratamentul termic joacă un rol deosebit în alegerea 

materialelor produselor, în funcţie de solicitările la care acestea sunt supuse. 

În urma tratamentului termic, nu numai că proprietăţile materialului 

devin mai bune faţă de cele avute înainte, dar acesta primeşte proprietăţi 

noi, pe care nu le avea în stare turnată sau prelucrată la rece sau la cald. 

Astfel, tratamentul termic contribuie la lărgirea domeniului de utilizare a 

materialelor. Toate aceste aspecte conduc, în cele din urmă, la creşterea 

eficienţei economice.

Tabelul 1.1 Influenţa tratamentelor termice asupra caracteristicilor mecanice ale diferitelor tipuri de 

oţeluri [1] 

OŢELUL 

Construcţii metalice 

Idem 

Construcţii mecanice 

(oţeluri de îmbunătăţire) 


(oţeluri de cementare) 


(oţeluri de îmbunătăţire) 

TRATAMENTUL 

TERMIC 

Fără tratament 

termic 

Normalizare 

Imbunătăţire 

(călire şi revenire 

înaltă) 

Călire izotermă 

Călire şi revenire la 

temperatură joasă 

Călire şi revenire la 

temperatură joasă 

Tratament 

termomecanic 

MICROSTRUC- 

TURA 

Ferită+ perlită 

Ferită + sorbită 

Sorbită de revenire 

Bainită şi 10-20% 

austenită reziduală 

Martensită de 

revenire 

Martensită cu car - 

bon scăzut, bainită 

__ 

R 

daN/mm 2 

50-60 

55-65 

80-120 

140-170 

140-200 

75-140 

220-300 

PROPRIETĂŢI MECANICE 

E 

daN/mm 2 

30-40 

35-45 

60-100 

120-145 

130-170 

55-130 

__ 

A 

% 

18-25 

18-25 

13-17 

8-10 

6-13 

9-15 

6-8 

KCU 

daNm/cm 2 

6-10 

8-12 

6-8 

4-6 

2,8 

6-12 

3-4 

16 BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

OBIECTUL ŞI IMPORTANŢA TRATAMENTELOR TERMICE 17 

Tratamentele termice ocupă locuri bine determinate în fluxul 

tehnologic de fabricaţie al produselor metalice ( fig. 1. 1 ). Ele se aplică atât 

în combinatele şi uzinele producătoare de semifabricate ( laminate pline, 

ţevi, table, benzi, sârme ), cât şi în întreprinderile prelucrătoare şi 

constructoare de maşini, utilaje, aparataj, piese şi scule. 

Aplicarea unor tratamente termice incorecte poate duce la rebutarea 

produselor. În cazul tratamentelor termice finale – care se aplică în 

majoritatea cazurilor pieselor finite, după care nu se mai aplică prelucrări 

mecanice, decât unele operaţii de rectificare – valoarea rebuturilor poate fi 

mult mai mare decât la tratamentele termice preliminare, deoarece produsele 

sosite la secţiile de tratament termic au înmagazinate în ele o mare cantitate 

de manoperă. 

Efectuarea unor tratamente termice incorecte, în cele mai multe 

cazuri, duce la rebutarea produsului, ceea ce presupune pierderea, nu numai 

a materialului produsului şi a manoperei tratamentelor termice, ci şi a 

manoperei înglobate în produs până la tratamentul termic, care la piese de 

forme complicate poate avea valori mari. De aici rezultă importanţa foarte 

mare a executării corecte a tratamentelor termice, pentru a se reduce la 

minim valoarea rebuturilor şi a se obţine şi pe această cale economii 

însemnate. 

Ridicarea continuă a performanţelor instalaţiilor, maşinilor, utilajelor 

şi aparatelor necesită a se asigura materialelor metalice proprietăţi care să 

asigure valori cât mai mari caracteristicilor mecanice şi fizico-chimice. 

Aceste proprietăţi sunt strâns legate de compoziţia chimică şi mai ales, de 

structură. Influenţa cea mai importantă asupra structurii, respectiv asupra 

proprietăţilor mecanice, o au tratamentele termice. Stabilirea unui tratament 

termic raţional se bazează pe cunoaşterea dependenţei dintre structura şi 

proprietăţile materialelor precum şi a modului în care se produc 

transformările de structură în diferite condiţii. 

Valoarea teoretică a rezistenţei la rupere (σ t –forţa necesară separării 

atomilor) a materialelor metalice este foarte mare. Astfel, de exemplu, în 

cazul fierului, prin calcul s-a stabilit că : σ t = 21000 N / mm 2 , în timp ce 

valoarea reală a rezistenţei la rupere este : R m =300 N / mm 2 . Rezultă că 

rezistenţa teoretică este de 70 de ori mai mare. Aceste diferenţe se explică 

prin aceea că la calculul teoretic al rezistenţei la rupere a materialului (σ t ), se 

porneşte de la modelul unui cristal ideal, cu reţea cristalină fără defecte. 

Existenţa defectelor interne, în jurul cărora se concentrează tensiunile şi pot 

apărea fisuri de dimensiuni microscopice care pot amorsa ruperea, duc la 

scăderea rezistenţei la rupere. O influenţă foarte mare asupra rezistenţei la


Fig. 1.1 Schema generală a ciclului tehnologic 

de fabricare a pieselor din oţel [2]


rupere a unei piese metalice, o are starea suprafeţei acelei piese: compoziţia 

chimica, structura şi tensiunile remanente ale stratului superficial. 

Rezistenţa medie a probelor din unul şi acelaşi material depinde 

foarte mult de dimensiunile probelor. Odată cu micşorarea dimensiunii 

probei, se micşorează şi probabilitatea ca în secţiunea ei activă să existe un 

defect structural, care să provoace ruperea prematură. 

Teoria care explică diferenţa dintre rezistenţa teoretică şi cea reală a 

corpurilor solide porneşte de la ipoteza unei structuri teoretic perfectă, a 

cristalelor : 

- dacă cristalul s-ar rupe ca rezultat al depăşirii simultane a 

legăturilor interatomice de-a lungul unei anumite suprafeţe, 

tensiunile necesare pentru aceasta ar fi foarte mari, asemenea 

rezistenţă nu se întâlneşte la nici unul din materialele metalice 

utilizate în practică; 

- dacă, însă, ruperea porneşte de la defectele cauzate de distribuţia 

locala a atomilor pe această suprafaţă (dislocaţii), atunci devine 

explicabilă valoarea mică a rezistenţelor la rupere a cristalelor 

reale. 

Valoarea rezistenţei reale a materialelor metalice poate fi exprimată 

cu o relaţie de forma : R m = σ t , în care este un coeficient care ia în 

considerare proporţia de atomi care participă la actul elementar al deformării 

plastice sau al ruperii. 

Pentru creşterea rezistenţei materialelor se pot folosi deci două căi: 

- obţinerea unor materiale metalice lipsite de dislocaţii ( respectiv 

împiedecarea formării dislocaţiilor ); 

- crearea în materialul metalic a unui număr mare de defecte 

structurale, pentru ca, prin concentrarea tensiunilor în jurul 

acestor defecte, să se antreneze un procent de atomi mai ridicat, 

care să participe la rezistenţa materialului. 

În ultimii ani s-au obţinut cristale metalice filiforme ( grosime de 

câţiva microni şi lungime de câţiva milimetrii ) care posedă rezistenţă 

apropiată de cea teoretică. Obţinerea de cristale de dimensiuni 

macroscopice, complet lipsite de defecte, reprezintă însă o problemă foarte 

dificilă la ora actuală, practic imposibilă, de aceea în viitorul apropiat nu se 

poate conta pe posibilitatea utilizării acestei metode de ridicare a rezistenţei 

materialelor. 

Obţinerea de materiale cu un număr foarte mare de defecte (dislocaţii, 

vacanţe, ş.a. ) uniforme şi egal distribuite este calea prin care se 

realizează practic mărirea rezistenţei. Defectele existente în materiale

Rezistenţa la deformare 


constituie focare de supratensionare şi cu cât vor exista mai multe într-un 

cristal, cu atât va fi mai mare tensiunea medie la care va începe o deformare 

plastică sensibilă. Practic s-a constatat că aliajele eterogene de mare 

dispersie sau metalele cu reţea cristalină alterată prin deformare plastică la 

rece ( ecruisare ) posedă rezistenţă ridicată spre deosebire de metalele pure 

sau soluţiile solide omogene. Prezenţa unui număr mare de focare de 

supratensionare face să lucreze împotriva forţelor exterioare o fracţiune mai 

mare din totalul atomilor. 

Densitatea de dislocaţii se poate exprima cu relaţia: 

= L / V [ cm -2 ] (1.1) 

unde: L este lungimea totală a dislocaţiilor din cristal, în cm; 

V - volumul dislocaţiilor din cristal, în cm 3 ; 

- densitatea de dislocaţii. 

Fig. 1.2 Variaţia rezistenţei la deformare în 

funcţie de densitatea de dislocaţii 

Densitatea de dislocaţii, 

Figura 1.2 sugerează grafic, căile de creştere a rezistenţei materialelor 

metalice, ceea ce presupune limitarea posibilităţilor de deplasare a 

dislocaţiilor prin folosirea interacţiunii dintre ele sau prin folosirea altor 

factori structurali (atomi dizolvaţi, margini de grăunţi sau de subgrăunţi, 

faze precipitate, faze secundare, deformaţii ale reţelei produse prin 

transformări de faze în stare solidă, ş.a.). 

Prin tratamente termice se poate influenţa în mare măsură asupra 

factorilor structurali care favorizează creşterea lui ( dimensiunea 

grăunţilor, faze precipitate, particule de faze secundare ). 

Deplasarea dislocaţiilor implică deplasarea unei părţi a cristalului 

faţă de cealaltă, de aceea introducerea unor atomi străini în reţeaua metalului 

de bază împiedecă deplasarea dislocaţiilor. Efectele alierii asupra durificării


sunt importante când soluţiile solide sunt suprasaturate, în afară de 

echilibru. Prin tratamentul termic de călire ( atât călirea de punere în soluţie, 

cu unele excepţii, cât şi călirea martensitică ) se aduc soluţiile solide în afară 

de echilibru şi prin aceasta se obţine o creştere a rezistenţei. De exemplu, 

prin călirea oţelului se asigură: creşterea accentuată a densităţii de 

dislocaţii, subdivizarea ultrafină a grăunţilor de martensită în macle, 

mărunţirea granulaţiei fazei iniţiale prin răcire şi producerea unor 

importante deformaţii elastice datorate trecerii de la sistemul de cristalizare 

cubic la cel tetragonal. Toate acestea, prin interacţiunea cu dislocaţiile, 

produc durificarea. Astfel că prin călire se realizează cele mai importante 

creşteri de duritate şi rezistenţă. 

Tratamentele termice duc şi la crearea unor anumite tensiuni interne 

în structurile superficiale care contribuie la mărirea rezistenţei la oboseală. 

Privitor la tratamentele termice s-a emis „paradoxul energetic”: deşi 

sunt mari consumatoare de energie, ele conduc în final la economii de 

energie. Acest lucru se explică prin aceea că aplicarea tratamentelor termice 

face să crească durabilitatea pieselor şi ca urmare se consumă energie mai 

puţină cu obţinerea pieselor. 

În ceea ce privesc tehnologiile de tratament termic şi cele de 

ingineria suprafeţelor, poate fi emis şi „paradoxul ecologic” în sensul că ele 

contribuie la poluarea mediului, dar ţinând seama de consecinţele pozitive 

privind reducerea consumurilor de materiale şi energie, în final ele 

contribuie la reducerea poluării mediului. 

BIBLIOGRAFIE 

1. LACHTINE, I., Metalographie et traitements thermiques des 

metaux, quatrieme edition, Edition MIR- Moscou, 1986. 

2. VERMEŞAN, G., Principiile de bază ale tratamentelor termice, curs 

1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca.

Capitolul 2 

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR 

STRUCTURALE 

Studiul aspectelor metalurgice ale tratamentelor termice se confundă 

cu analiza transformărilor la încălzire şi la răcire, precum şi la menţinerea la 

temperatură constantă, fiind necesară descrierea unor metode susceptibile de 

a fi utilizate pentru aceste analize. Astfel se face distincţie între metodele ce 

permit detectarea şi identificarea fazelor existente sau nou apărute în oţel în 

urma unui tratament termic şi metodele ce permit urmărirea continuă a 

transformărilor structurale şi care sunt bazate pe studiul fenomenelor fizice 

care însoţesc modificările de structură ce au loc pe parcursul încălzirii, 

menţinerii la temperatură constantă şi răcirii cu diferite viteze de răcire . 

Transformările alotropice corespund schimbărilor din reţeaua 

cristalină, iar metoda cea mai directă care poate fi luată în considerare 

pentru studiul şi determinarea structurii cristalografice este cea prin difracţie 

cu raze X sau cu electroni. Aceste metode sunt utilizate cu totul excepţional 

pentru urmărirea structurii la temperaturi ridicate, din cauza creşterii 

amplitudinii vibraţiilor ionilor din reţeaua cristalină. Din contră, ele se 

utilizează frecvent după aducerea probelor la temperatura camerei , pentru 

studierea nu numai a eventualelor schimbări de fază, ci şi a altor fenomene 

cum ar fi precipitarea şi recristalizarea. 

Analiza microscopică optică sau electronică , de asemenea poate fi 

folosită ca o metodă directă, care se efectuează în general la temperatura 

camerei. Se poate spune că, de la inventarea de către Le Chatelier a 

microscopului metalografic cu măsuţă superioară, microscopia optică, 

completată în prezent prin microscopia electronică, este o metodă de bază 

pentru studiul tratamentelor termice. Pe lângă aceste metode directe, se pot 

enumera un număr de alte metode, indirecte, care pornesc de la modificările 

câtorva mărimi fizice intervenite în cursul tratamentului termic, cum ar fi: 

modificarea volumului; degajarea sau absorbţia de căldură; variaţia 

proprietăţilor magnetice ( în acest caz transformarea nu este însoţită de o 

modificare sesizabilă a proprietăţilor pentru că aceasta este efectuată la o 

temperatură sub 770 0 C, punctul Curie al fierului ). Metodele 

corespunzătoare sunt: analiza dilatometrică; analiza termică; analiza termică 

diferenţială; studiul rezistivităţii; analiza magnetică.

METODE DE STUDIU A TRANSFORMĂRILOR STRUCTURALE 23 

În funcţie de problema studiată, utilizarea unuia sau alteia dintre 

metodele prezentate este mai mult sau mai puţin recomandată. În acest 

capitol se dau câteva detalii despre fiecare dintre ele şi se insistă pe analiza 

metalografică şi dilatometrică, care sunt cele două metode de bază pentru 

studiul fenomenelor metalurgice puse în evidenţă în cursul tratamentelor 

termice. 

2. 1 Difracţia cu raze X 

Lungimea de undă a razelor X este de acelaşi ordin de mărime cu 

parametrii reţelei cristaline. Difracţia (reflexia) razelor X, de către atomii 

situaţi în plane cristalografice paralele, are loc numai dacă este satisfăcută 

legea lui Wulff-Bragg: 

n·λ=2·d·sinθ (2.1) 

în care: d este distanţa dintre planele paralele cele mai apropiate; 

θ - unghiul de incidenţă al razei cu planul atomic; 

λ - lungimea de undă a razelor; 

n - ordinul difracţiei. 

Studiul structurii fine a materialelor metalice cu ajutorul difracţiei, 

care se mai numeşte şi radiocristalografie, permite măsurarea precisă a 

parametrilor reţelei cristaline, identificarea şi măsurarea cantitativă a fazelor 

cristaline. Fiecare fază cristalină produce spectre de difracţie caracteristice 

naturii sale. 

Fiecare spectru constă dintr-o succesiune de maxime corespunzând 

fiecare unei familii de plane atomice ( hkl ). Metoda cea mai 

cunoscută este metoda Debye – Scherrer , care se aplică materialelor 

policristaline sau pulberilor şi utilizează o cameră de difracţie cilindrică cu 

filmul pe peretele lateral şi cu proba de formă cilindrică aşezată pe axa 

camerei. Razele X difractate sunt înregistrate pe filmul fotografic sub forma 

unor linii - arce de cerc , perechi două câte două. Se identifică distanţele 

interplanare d (relaţia 2.1) pentru probă, care sunt apoi comparate cu cele 

aflate pe fişe ASTM, obţinute pornind de la faze pure sau izolate. O altă 

metodă, metoda difractometrică face apel la tehnica goniometrică: razele X 

sunt detectate ca poziţie unghiulară şi ca intensitate cu ajutorul unui contor 

Geiger – Müller proporţional sau prin scintilaţie. Se poate, de asemenea,


folosi tehnica monocromatoarelor cu cristale curbate sau cu focalizare, 

acestea fiind metodele Seemann – Bohlin prin reflexie sau prin transmisie . 

În metalurgie se utilizează mult difracţia cu raze X pentru măsurarea 

proporţiei de austenită reziduală, deoarece prezenţa acestei faze în oţelurile 

martensitice influenţează asupra proprietăţilor mecanice precum şi asupra 

stabilităţii dimensionale a acestora. Pentru determinări se măsoară raportul 

intensităţilor razelor de difracţie ale fazelor α si γ. Aceste metode cu film 

folosesc o cameră Bragg – Bretano sau o cameră Debye – Scherrer. 

Înnegrirea filmului este analizată cu microdensimetrul. Intensitatea razelor 

difractate este proporţională cu suprafaţa înregistrărilor, după corecţiile 

fondului continuu. Pentru deducerea proporţiei de austenită în raport cu 

intensitatea sunt necesare mai multe corecţii; se preferă adesea metoda 

relativă ce utilizează o etalonare prealabilă. În cazul texturii cristaline de 

orientare preferenţială, intensitatea nu este uniformă de-a lungul direcţiilor 

de difracţie. Un montaj particular, utilizând probe semisferice permite 

eliminarea efectului texturii. 

Difracţia cu raze X este la fel de precisă pentru studiul fenomenelor 

de precipitare în oţeluri. Totuşi, când volumul de precipitate este prea scăzut 

(mai mic de 31), este convenabil să se concentreze materialul dispersat 

printr-o extracţie electrolitică a precipitatelor. Pornind de la reziduurile de 

extracţie, se obţine uşor o diagramă Debye – Scherrer. Ni s-a părut oportună 

descrierea sumară a acestor tehnici de extracţie electrolitică ce aduce mari 

servicii într-un laborator de metalurgie şi care constă în izolarea 

precipitatelor prin disoluţie selectivă din matrice. 

Extracţia electrolitică este bazată pe trasarea şi interpretarea curbelor 

intensitate – potenţial sau curbelor de polarizare. Se poate aproxima că, întrun 

aliaj, în prezenţa mai multor faze, se poate considera că în cursul 

disoluţiei electrolitice la potenţial constant, fiecare fază are propria sa 

cinetică de disoluţie. Cunoaşterea curbelor de polarizare referitoare la 

fiecare din diversele faze permite alegerea potenţialului la care se va efectua 

atacul, modul în care va avea loc disoluţia selectivă. Este de dorit să se 

poată studia în prealabil probele având separată structura fiecăruia din 

constituenţii de aliere. Din păcate, rar se posedă o probă masivă constituită 

din particulele pe care încercăm să le extragem. Din contră, în cele mai 

multe cazuri, se poate pregăti o probă conţinând precipitatul de studiat şi o 

probă în care acelaşi precipitat este pus în soluţie; compararea curbelor de 

polarizare a celor două probe permite determinarea potenţialului la care 

atacul pasiv poate fi făcut pentru ca matricea să fie atacată selectiv.


2. 2 Analiza metalografică 

Studiul structurii care determină proprietăţile produselor, se poate 

face la diferite măriri ( fig. 2.1). Pe baza acestor măriri se vorbeşte de 

structură macroscopică (măriri până la 30-50 ori), de structură microscopică 

(măriri de la 100 la câteva zeci de mii de ori) şi de structură reticulară 

(atomică), (măriri mai mari de 500000 ori). În mod obişnuit studiul 

microstructurii se face cu microscopul optic, microscopul electronic cu 

baleiaj şi cu microscopul electronic cu transmisie. 

Fig. 2.1 Scara analizelor metalografice [1] 

Structura macroscopică ne arată că metalele sunt alcătuite dintr-un 

mare număr de grăunţi (cristale) şi permite: examinarea suprafeţelor de 

rupere, a suprafeţelor formate prin: solidificare, depunere electrochimică, 

condensare etc. sau a celor pregătite special prin polizare şi şlefuire, iar apoi 

atacate cu un reactiv chimic. Astfel se pot face aprecieri asupra: prelucrării 

prealabile (elaborare, turnare, solidificare, prelucrări plastice, tratamente 

termice etc.), neomogenităţilor, defectelor, modului de rupere. 

Microscopul metalografic utilizat în metalurgie este un microscop 

optic care funcţionează pe baza reflexiei luminii (fig.2.2). Părţile principale 

ale acestui microscop sunt: măsuţa pe care se aşează proba de studiat şi care 

permite mişcarea ei, dispozitivul de iluminare, dispozitivul de observare 

constituit dintr-un obiectiv, un ocular şi/sau ecran (pentru proiectarea 

imaginii). Obiectivele sunt caracterizate prin puterea de mărire, distanţa 

focală, apertura şi puterea de separare. 

Puterea de mărire M, variază de la 5 la 100 .


Apertura (deschiderea numerică) este dată de relaţia: 

A=n·sin u (2.2) 

unde: n este indicele de refracţie al mediului (n=1 pentru aer; n=1,5 

pentru ulei de cedru; 

u - jumătatea unghiului de deschidere a obiectivului (apertura 

unghiulară- max. 72°). 

Fig.2.2 Microscopul 

metalografic [1] 

Puterea de separare P s sau puterea de rezoluţie se poate calcula cu 

relaţia: 

P s 

0 ,6 λ 

(2.3) 

n sin u 

unde: λ este lungimea de undă a razei incidente. 

În cazul folosirii unei lumini verzi (λ=550nm) şi o deschidere 

numerică de 1.5, puterea de separare a obiectivului este de 0.22µm, puterea


de separare a ochiului fiind de ordinul a 0,2 mm, puterea de mărire totală a 

microscopului optic M max este limitată la 1500. 

Microscopul electronic cu baleiaj (MEB) are schema de principiu 

prezentată în figura 2.3. 

La interacţiunea unui fascicul de electroni cu proba de analizat are 

loc o emisie de electroni secundari, electroni Auger, electroni retrodifuzaţi, 

raze X etc. Intensitatea de emisie a acestor electroni depinde de topografia 

suprafeţei, de potenţialul local şi de numărul atomic. 

Fig.2.3 Principiul microscopului electronic cu 

baleiaj [1] 

Aceşti electroni nu pătrund decât în zonele superficiale ale suprafeţei 

(câţiva nanometri). Informaţiile primite în urma baleierii probei de către 

fascicolul electronic sunt transformate în semnal electric. Fascicolul 

electronic are un diametru la nivelul probei de 3 la 10 nm. Acesta este şi 

rezoluţia limită a acestui tip de microscop. Puterea de mărire este dată de 

raportul dintre puterea de separare a ochiului (ε=0,2) şi diametrul 

fascicolului electronic (d s =10nm=10 -5 mm): 

M eficace = ε/d s =0,2/10 -5 =20000 (2.4)


Una din particularităţile microscopului cu baleiaj , este marea sa 

adâncime de câmp, care este de ordinul milimetrilor pentru o putere 

măritoare de 100 şi de 10µm pentru o putere măritoare de 10000. Aceasta 

permite observarea cu uşurinţă a reliefurilor importante, ca cele de la 

suprafeţele de rupere (imagini topografice). Microscoapele electronice cu 

baleiaj sunt cuplate si cu microanalizoare care pot determina compoziţia 

chimică a diferiţilor componenţi. Principiul acestora se bazează pe faptul că 

la interacţiunea electroni-probă are loc o emisie de fotoni X (K α , L α ,... ), 

care sunt caracteristici elementelor chimice conţinute în volumul iradiat. 

Microscopul electronic cu transmisie (MET): Puterea de rezoluţie 

, aşa cum s-a văzut poate fi exprimată cu relaţia (2.3). Din această relaţie 

rezultă că dacă dorim să diminuăm Ps, trebuie, fie să mărim n·sin u (ceea ce 

este dificil ), fie să micşorăm valoarea lungimii de undă λ. În cazul 

microscopului electronic prin transmisie se utilizează un fascicul de 

electroni care are o lungime de undã foarte scurtă. Lungimea de undă 

asociată fasciculului de electroni se poate calcula cu relaţia [1]: 

λ 

h c 

1.5 

 

,nm (2.5) 

e U 

U ) 

2 2 

2 

6 

2eUm c U ( 1 10 

0 

în care: h este constanta lui Planck,în J/s; 

v-viteza electronului, în m/s; 

m 0 -masa electronului în repaus, în kg ; 

c-viteza luminii, în m/s; 

e-sarcina electronului, în C (A·s); 

U-tensiunea de acceleraţie, în V. 

Din cele de mai sus rezultă că lungimea de undă λ este determinată 

de tensiunea de accelerare, U (tab. 2.1) . 

Tabelul 2.1 Relaţia între U şi λ [1] 

U(volţi) 10 2 10 3 10 4 10 5 10 6 

λ (nm) 0,1226 38,8 . 10 -3 12,2 . 10 -3 3,7 . 10 -3 0,87 . 10 -3 

Deoarece microscoapele electronice clasice funcţionează în general 

sub o tensiune de accelerare de 10 5 volţi, în cazul când sinu=5,5·10 -3 

radiani, puterea de rezoluţie calculată cu relaţia (2.3) va fi : P s =0,40nm, , 

faţă de 200 nm cât este la microscopul optic. Schema de principiu a unui


microscop electronic prin transmisie este prezentată în figura 2.4. Se poate 

observa că ea este aproape identicã cu cea a microscopului optic, dar 

“lumina” este produsă printr-un tun de electroni, electronii traversează 

eşantionul (proba) şi lentilele sunt electromagnetice. Puterea de mărire 

ajunge la 500000, iar puterea de rezoluţie la 0,15nm, ceea ce este de ordinul 

de mărime a distanţelor interreticulare. Probele de analizat trebuie să fie 

foarte subţiri pentru că ele trebuie traversate de fascicolul de electroni 

Fig. 2.4 Microscop electronic cu transmisie [1] 

(200nm pentru Al; 50nm pentru Fe) şi de mici dimensiuni, deoarece sunt 

plasate pe o grilă de un diametru de 3mm. Aceste probe sunt fie sub formă 

de replici (fig.2.5) fie de lame subţiri. 

Fig. 2.5 Obţinerea unei replici [1] 

Spectroscopia de electroni AUGER are la bază „efectul Auger” 

care a fost descoperit de P. Auger în 1925: excitarea atomilor de argon de


către un fascicul de fotoni X monocromatici, dă naştere la fotoelectroni a 

căror traiectorie poate fi evidenţiată cu uşurinţă într-o cameră cu ceaţă; 

totodată se evidenţiază şi prezenţa altor traiectorii care pornesc din acelaşi 

loc cu fotoelectronii de argon şi care corespund altui mod de conversie 

internă a energiei, furnizată iniţial atomului prin excitare. Aceste traiectorii 

se datorează emisiei, de către atomul excitat, a unui electron numit „electron 

Auger” a cărui energie este caracteristică atomului în cauză. Emisia unor 

astfel de particule prezintă un triplu interes : 

-măsurarea energiei cinetice a acestor electroni permite determinarea 

naturii atomului emiţător; 

-măsurarea fluxului lor permite estimarea densităţii atomilor 

prezenţi; 

-slaba energie a acestor electroni face ca parcursul lor liber mediu să 

fie de ordinul a câtorva straturi atomice la câţiva nanometri, deci radierea lor 

este determinată de primele straturi 

ale suprafeţei analizate. 

Spectroscopia Auger permite 

deci, să se determine natura, 

cantitatea şi repartiţia elementelor 

prezente pe o suprafaţă şi o adâncime 

de ordinul câtorva nanometri. 

Un analizor Auger (fig. 2.6) 

se compune dintr-o incintă vidată în 

care sunt introduse: eşantioanele de 

analizat; sursa de excitare (tun de 

electroni); un spectrometru de 

analiză în energie-prevăzut cu un lanţ 

de înregistrare a electronilor de 

energie E, a cărui element principal 

este detectorul de electroni 

(multiplicator de electroni sau 

detector multicanal); sursa de raze X 

şi accesoriile. Accesoriile sunt: tun 

de ioni, camera de pregătire a 

Fig. 2.6 Schema sinoptică a unui 

analizor Auger : a) analizor 

semisferic ; b) analizor cu 

oglindă cilindrică [3] 

epruvetelor în vederea studierii 

anumitor fenomene ( oxidarea, 

pasivizarea, coroziunea, germinarea, 

aderenţa etc.) şi care este prevăzută 

cu un dispozitiv de rupere a


epruvetei prin tracţiune sau încovoiere. 

Spectrometria cu descărcare luminiscentă (SDL). Lampa cu 

descărcare luminiscentă (fig. 2.7) a fost utilizata pentru prima dată, ca sursă 

de excitare pentru analiza prin spectrometria emisiei optice (SEO) a 

materialelor, de către W. Grimm [4]: într-o atmosferă de argon la joasa 

Fig. 2.7 Lampă cu descărcare luminiscentă [3] 

presiune, o tensiune de câteva sute de volţi este aplicata între un anod si 

eşantionul de examinat polarizat negativ; ionii de argon sunt acceleraţi şi 

bombardează suprafaţa eşantionului realizând eroziunea prin pulverizare 

ionică. Atomii eliberaţi sunt excitaţi prin coliziunea lor cu ionii sau 

electronii plasmei, iar după reîntoarcerea lor la starea neexcitată, ei emit 

fotoni a căror lungime de undă este caracteristică elementelor prezente. 

Astfel analiza prin SEO a spectrului emis, permite măsurarea conţinutului în 

elementele prezente în eşantion. Datorită presiunii mici (5bari), temperaturii 

moderate şi slabei energii a atomilor şi ionilor spectrul de emisie are o mare 

fineţe a razelor emise, iar semnalul emis prin descărcare luminiscentă este 

stabil şi continuu. 

Spectrometria cu descărcare luminiscentă permite separarea rapidă a 

impurităţilor depuse sau adsorbite pe suprafaţa eşantionului prin eroziune 

plasmatică, ceea ce o recomandă pentru analiza compoziţiei materialelor 

metalice. 

Exemple de structuri metalografice. Pentru a stabili mai bine 

relaţiile dintre structura materialului şi proprietăţile sale intrinseci:


mecanice, fizice şi chimice este din ce în ce mai mult folosită măsurarea 

formei, distribuţiei şi naturii constituenţilor microstructurali. Ansamblul de 

metode şi modalităţi ce permit astfel descrierea şi cuantificarea morfologiei 

diferitelor faze constituente ale unui material metalic poartă numele de 

metalografie cantitativă . Deşi această metodă corespunde ca principiu 

cu măsurările efectuate manual (tehnologiile planimetrice de exemplu ), 

dezvoltarea ei recentă este legată de utilizarea analizoarelor de imagini din 

ce în ce mai performante. Aceste aparate permit, în general, accesul la 

parametrii morfologici de bază (raportul relativ dintre constituenţi, numărul 

de particule, etc. ), dar şi la caracteristicile structurale mult mai complexe 

(distanţa dintre particule, dimensiunile aliniamentelor de incluziuni, 

numărul de laturi ale unui grăunte, etc.). Pentru ca măsurătorile să fie 

posibile, imaginea metalografică, ce corespunde în general unei secţiuni 

lustruite şi eventual atacate a probei studiate, trebuie să prezinte, pentru 

detectarea la analizorul automatic (constituit în general dintr-un microscop 

optic şi o cameră video), un contrast suficient între diferitele faze 

studiate. Ca exemplu, în figurile 2. 8 a) şi b) se prezintă rezultatele obţinute 

la analizorul de imagini în cazul studiului morfologic al unei structuri 

a) b) 

Fig. 2.8 Prrelucrarea imaginii unei structuri feritice, în vederea analizei 

morfologice: a) imagine văzută la microscop; b) imagine cu 

contrast mărit între grăunţi şi marginile grăunţilor [2] 

feritice Pentru determinarea automată a histogramei mărimii grăunţilor întrun 

oţel foarte moale cu structură feritică, este necesară modificarea imaginii 

metalografice iniţiale (a) pentru reconstituirea marginilor grăunţilor greu 

detectabile şi eliminarea ciupiturilor.


Trebuie precizat că pentru a fi într-adevăr cantitativă, analiza 

imaginilor trebuie să se bazeze pe o metodologie statistică riguroasă. 

Figurile 2.9 2.11 se referă la oţeluri cu diferite conţinuturi de carbon, de la 

0,4 % până la 1,35 %, care suferă tratamentul următor: austenitizare, adică 

menţinere timp de 30 minute la o temperatură în domeniul şi răcire în 

astfel de condiţii încât transformarea să dea prilejul de a se obţine 

a) b) 

Fig. 2.9 Oţel cu 0,04 % C (a) : ferită cu urme de cementită la 

marginea grăunţilor (atac nital 3 %; 600); b) oţel 

cu 0,13 % C: ferită şi perlită. (atac nital 3 %; 800) [2]. 

constituenţi cât mai apropiaţi de cei de echilibru, definiţi prin diagrama Fe – 

C. Se poate observa că proporţia de perlită creşte cu conţinutul de carbon, în 

timp de cantitatea de ferită scade. Pentru oţelul cu 0,04 % C ferita este 

practic singurul constituent prezent ( fig. 2.9 a)) ; pentru oţelul cu 0,90 % C, 

conţinutul de carbon fiind puţin superior celui eutectoid, ferita 

proeutectoidă a dispărut aproape complet şi singurul constituent prezent este 

perlita ( fig. 2.10 b) ). În cazul oţelului cu 1,35 % C, structura este formată 

din cementită şi perlită, dar aceasta nu este foarte bine definită dacă 

austenitizarea este făcută la temperaturi scăzute ( fig. 2.11 a)). 

După austenitizare la 1200 0 C, deci la o temperatură la care punerea 

în soluţie a carbonului din cementită este completă, transformările la 

răcire dau în prima instanţă, cementită dispusă în reţea la marginea 

grăunţilor de austenită şi sub formă de plachete alungite de-a lungul 

anumitor direcţii cristalografice ale grăunţilor de austenită. Conţinutul în 

carbon al austenitei scade treptat şi deasupra lui A 1 , atunci când atinge 

conţinutul de carbon al perlitei, se formează perlita care, în acest caz, este


a) b) 

Fig. 2.10 Oţel cu 0,55 % C (a): ferită şi perlită; 800; b) oţel cu 

0,90 % C: perlită; 800 [2] 

a) b) 

Fig. 2.11 Oţel cu 1,35 % C (a), austenitizare la 825 0 C: cementită şi 

perlită; 800; b) oţel cu 1,35 % C, austenitizare la 1200 0 C: 

cementită în reţea şi în plăci şi perlită; 800 [2] . 

bine definită ( fig. 2. 11b) ). 

Dacă răcirea probelor nu este lentă, plecând de la temperatura de 

austenitizare, sau din contră, răcirea este foarte rapidă, de exemplu răcirea 

în apă, constituenţii de echilibru nu se pot forma şi carbonul este reţinut în 

reţeaua , pe care o deformează foarte mult. Structura formată este 

martensita. Duritatea ei este ridicată şi aceasta creşte odată cu mărirea 

conţinutului de carbon din oţel, până la un maxim care este atins pentru un


conţinut de carbon apropiat de 0,6 %. La microscop martensita se prezintă 

sub formă de ace sau plachete, în general nedefinite. Figurile 2.12 şi 2.13 

Fig. 2. 12 Oţel cu 0,55 % C, austenitizat 

la 925 0 C, călit în 

apă : martensită; 600 [2] 

Fig. 2. 13 Oţel cu 1,35 % C, austenitizat 

la 825 0 C, călit în apă: 

carburi nedizolvate şi 

martensită; 800 [2]. 

prezintă două exemple pentru cazul oţelurilor cu 0,55 % C şi 1,35 % C, 

amintite. Pentru oţelul cu 1,35 % C, care a fost austenitizat la o temperatură 

prea scăzută pentru ca punerea în soluţie a cementitei să fie completă, se 

observă prezenţa numeroaselor insule albe, parţial globulizate, de 

cementită. Dacă acelaşi oţel cu 1,35 % C este austenitizat la 1200 0 C, apoi 

călit în apă, microstructura obţinută are aspectul prezentat în figura 2.14. 

Globulele de cementită nu se mai observă deoarece punerea în soluţie este 

completă şi plachetele de martensită sunt acum bine definite. 

Anumite structuri pe care vrem să le comentăm nu au o rezoluţie 

bună deoarece sunt foarte fine. Din această cauză se apelează din ce în ce 

mai mult la microscopia electronică asociată cu difracţia electronică şi la 

microanaliza prin spectrometrie X pentru studiul microstructurii oţelurilor. 

În metalurgia oţelurilor, microscopia electronică este foarte utilizată 

în următoarele cazuri: 

- măsurarea distanţelor interlamelare ale perlitelor fine observate în 

oţelurile semidure şi dure ; 

-identificarea structurilor obţinute prin răcirea rapidă în oţelurile cu 

conţinut scăzut de carbon. În aceste oţeluri, în funcţie de conţinutul în 

carbon şi de viteza de răcire după austenitizare, se poate observa o suită de 

structuri complexe: martensită în plachete (şipci), bainită în plachete,


Fig. 2.14 Oţel cu 1,35 % C. 

austenitizat la 1200 0 C, 

călit în apă: martensită 

şi austenită reziduală; 

800 [2] 

Fig. 2. 15. Oţel cu 0,90 % C în stare 

perlitică: lamele subţiri 

examinate la microscopul 

electronic prin transmisie; 

6800 [2] 

Fig. 2. 16 Oţel cu 0,12% C; 0,3% Si; 

0,61% Mn; 3,57% Ni; 

0,028% Al.; Austenitizat la 

825 0 C, călit în apă la 

100 0 C/s; 8000 (microscop 

electronic prin transmisie)[2] 

Fig. 2.17 Oţel cu 0,06 % C; 1,5 % Mn; 

0,4 % Mo; 2 % Cr; austenitizat 

la 900 0 C ; 15 minute; 

răcire t 700 

= 100 sec.; 

300 

2500 (micrografie 

electronică prin baleiaj) [2] 

bainită granulară formată din ferită şi zone cu constituent M. A. ( martensită 

– austenită ). Figurile 2. 16 şi 2. 17 arată că microscopia electronică permite 

o bună caracterizare a acestor structuri. Astfel în figura 2.16 se observă 

martensită în plachete. Aceste plachete, a căror grosime variază între 0,1 şi


0,7 m aproximativ, sunt aranjate în “pachete” la care feţele mari ale 

plachetelor sunt paralele unele cu altele. În figura 2.17 se observă 

bainită superioară constituită din regiuni de constituent “M.A.” (martensită 

– austenită ) repartizată într-o matrice feritică cu o foarte mare densitate de 

dislocaţii. 

-detectarea austenitei reziduale, se poate face uşor cu ajutorul 

microscopiei electronice prin transmisie pe lamele subţiri, plecând de la 

diagrama de difracţie observată pe ecranul microscopului, prin selecţionarea 

unei „pete” Bragg corespunzătoare austenitei reziduale şi prin obţinerea 

micrografiei în fond întunecat corespunzător. Figurile 2. 18 a) şi b) se referă 

la un oţel cu 0,10 % C; 0,60 % Mn şi 3,5 % Ni în stare călită. Prima 

microfotografie, obţinută în fond luminos, prezintă structura martensitică 

constituită din plachete paralele, în timp ce în a doua microfotografie, 

realizată în câmp întunecat, numai austenita reziduală apare luminoasă, fiind 

localizată la interfaţa plachetelor de martensită; 

a) b) 

Fig. 2. 18. Oţel cu 0,105 % C; 0,3 % Si; 0,62 % Mn; 3,52 % Ni; 0,023 % Al;. 

austenitizare la 825 0 C; călire în apă; 7250 (microscopul electronic 

prin transmisie) : a) structură martensitică în plachete; b) austenită [2]. 

-caracterizarea precipitatelor. Microscopia electronică furnizează 

informaţii asupra formei şi mărimii precipitatelor, asupra structurii lor 

cristalografice ( geometria reţelelor de precipitat, grupa de simetrie ) şi 

asupra relaţiilor lor de orientare în raport cu matricea, de asemenea asupra 

gradului de reziduală coerenţă sub dintre formă matrice de lamele şi fine precipitat. la interfaţa Analiza şipcilor particulelor de martensită. se 

poate face prin spectrometrie X deoarece sunt foarte fine, cu condiţia ca 

acestea să fie extrase pe replici. Ca exemplu de examinare a precipitatelor


prin microscopie electronică pe lamele subţiri, în figura 2.19, se prezintă 

carburile de fier de tipul Fe 2 C sau Fe 3 C, sub formă de bastonaşe orientate în 

direcţiile < 111 > a reţelei a plachetelor de martensită autorevenită. 

Autorevenirea este caracterizată prin prezenţa, în plachetele de martensită, a 

carburilor de fier sub formă de bastonaşe orientate în direcţiile < 111 > ale 

feritei. Autorevenirea se produce chiar pentru căliri mai severe, din cauza 

punctului M S ridicat pentru acest oţel. 

Fig. 2. 19 Oţel cu 0,12 % C ; 0,3 % Si; 

0,61 % Mn ; 3,57 % Ni; 0,028 

% Al.; austenitizare la 825 0 C, 

călire în apă; 7250 ( microscopul 

electronic prin transmisie.) 

[2] 

Semnalăm aici, referitor la problemele de precipitare, că 

microfractografia – termen ce defineşte tehnica ce are ca obiect examinarea 

suprafeţei rupturilor prin microscopie electronică – permite să se tragă 

concluzia asupra rolului important pe care îl joacă precipitatele în 

mecanismul ruperilor intergranulare sau ductile. Particulele se regăsesc “in 

situ” în rupturi. Acestea pot fi examinate direct prin microscopie electronică 

prin baleiaj; de asemenea se pot analiza precipitatele, dacă dimensiunile lor 

permit, cu ajutorul unui spectrometru X care este un accesoriu curent al 

microscopului electronic prin baleiaj. Dacă precipitatele sunt prea fine 

pentru a putea fi analizate, ele pot fi „ extrase” pe replici şi examinate la 

microscopul electronic prin transmisie; identificarea lor prin difracţie 

electronică şi analiza lor prin spectrometrie X sunt, de asemenea, uşor de 

realizat. Posibilităţile sunt multiple şi interesul este mare pentru aceste 

metode pentru studiul fenomenelor clasice de precipitare. De asemenea , 

microstructura unui oţel rezultată în urma unui tratament termic determinat, 

depinde într-o largă măsură de morfologia suprafeţelor de ruptură. În 

numeroase cazuri, există o dependenţă cristalografică între direcţia de 

fisurare şi structură: liniile topografice caracteristice structurii cristaline a 

fazelor de referinţă apar în ruptură. Astfel, microfractografia joacă,


oarecum, rolul unei “ metode de investigaţie ” capabile să ajute la precizarea 

naturii fazelor rezultate în urma unui tratament termic. 

Se mai pot cita şi alte metode, care beneficiază de avantajele 

microscopiei electronice, analize ca: observarea imperfecţiunilor reţelei 

cristaline, dislocaţiilor şi defectelor de împachetare, detectarea 

aranjamentului ordonat al unui aliaj care defineşte o substructură. De 

asemenea, microscopia electronică a devenit, ca şi microscopia optică, o 

tehnică de bază pentru studiul tuturor problemelor fundamentale legate de 

domeniul metalelor solide şi a evoluţiei microstructurii în cursul 

tratamentelor termice. 

2. 3 Analiza dilatometrică 

Dintre toate metodele indirecte care au fost menţionate, se va acorda 

o atenţie deosebită analizei dilatometrice, deoarece aceasta constituie o 

metodă complementară indispensabilă observării micrografice pentru 

studiul tratamentelor termice ale oţelurilor, datorită modalităţii simple şi 

rapide de a depista transformările de fază, punctele Curie, transformările 

ordine-dezordine, care au loc pe durata încălzirii, menţinerii şi răcirii unui 

oţel. 

Se ştie că, analiza dilatometrică, a unui metal sau aliaj, se ocupă cu 

studiul transformărilor de fază şi al variaţiei coeficientului de dilatare 

termică , ale metalelor şi aliajelor, cu ajutorul curbelor dilataţie: dilatare (Δl) 

– temperatură (T). La atingerea temperaturilor de transformare, au loc 

modificări volumice date de schimbările constantelor reticulare 

corespunzătoare fazei nou formate. Aceste modificări sunt materializate pe 

curbele de dilataţie prin abateri de la aspectul anterior al curbei. 

Amplitudinea acestor abateri este direct proporţională cu intensitatea 

transformărilor care au loc . În funcţie de modul de înregistrare a curbelor 

de dilataţie, există: analiza dilatometrică simplă şi analiza dilatometrică 

diferenţială. 

Analiza dilatometrcă absolută: în acest caz, curba înregistrată 

reprezintă variaţia lungimii epruvetei în funcţie de temperatură sau în 

funcţie de timp la o temperatură constantă. 

În figura 2.20 se prezintă schema de principiu a unui dilatometru 

absolut. Sistemul de amplificare este întotdeauna de tip electronic, dar trebuie 

menţionat că măsurarea lungimii este diferenţială în raport cu suportul


Fig. 2.20 Dilatometru 

absolut [1] 

(tub de cuarţ). Acest aparat este bine adaptat pentru viteze rapide de 

încălzire sau de răcire (până la 200 o C/s). În acest caz măsurarea temperaturii 

este realizată de un termocuplu care este sudat direct pe epruvetă. 

Dilatometria absolută este foarte utilizată pentru construirea 

diagramelor T.T.T. la răcire continuă şi în condiţii izoterme. 

Un exemplu de curbă obţinută cu acest aparat este prezentată în 

figura 2.21. 

Δl 

sss 

T ,°C 

Fig. 2.21 Curbă obţinută 

cu dilatometrul 

absolut la încălzire 

şi răcire [1] 

γ: 

În dilatometria diferenţială curba înregistrată reprezintă variaţia 

diferenţei de lungime dintre epruveta de analizat şi proba martor (etalon), 

care în general se confecţionează dintr-un aliaj (pyros), pe bază de Ni, care 

conţine : 8%Cr; 4%W; 3%Fe; 3%Mn şi nu prezintă transformări alotropice, 

cunoscându-i-se cu precizie coeficientul de dilatare . 

În figura 2.22 se prezintă schema principiului de funcţionare a unui 

dilatometru diferenţial, iar în figura 2.23 un exemplu de curbă dilatometrică 

diferenţială. Sistemul de amplificare poate fi de tip mecanic, dar în prezent, 

este din ce în ce mai mult realizat cu ajutorul unui traductor de deplasare 

asociat cu un amplificator electronic. 

La analiza dilatometrică diferenţială este necesar ca temperatura 

eşantionului să fie aceeaşi cu a etalonului , aceasta face ca vitezele de


Fig. 2.22 Schema de principiu 

a unui dilatometru 

diferenţial [1] 

(Δ l ep - Δ l et ) 10 3 

Fig. 2.23 Curbă obţinută 

cu dilatometrul 

diferenţial [1] 

încălzire şi răcire să fie limitate la maximum 300°C/h. 

Dilatometria diferenţială este o metodă foarte sensibilă şi este bine 

adaptată cazului particular al studiului transformărilor marcate de o 

amplitudine scăzută a variaţiilor de lungime, în condiţiile în care variaţiile 

de temperatură nu sunt prea rapide deoarece, după principiul acestui aparat, 

este necesar, pentru ca analiza să fie corectă, ca epruveta şi proba martor să 

fie în toate momentele la aceeaşi temperatură , ceea ce nu este posibil decât 

dacă temperatura variază suficient de lent. Ea convine foarte bine în special 

pentru determinarea temperaturilor de transformare la încălzirea oţelurilor, 

deoarece este necesar să se lucreze cu o viteză de încălzire suficient de 

scăzută, de exemplu 300 0 C/h, 150 0 C/h sau 60 0 C / h. Ca exemplu concret, 

în figura 2.24 a) sunt reprezentate curbele dilatometrice înregistrate la 

încălzirea fierului pur şi a câtorva oţeluri cu procente diferite de carbon. Se 

poate observa pe această figură, că temperatura începutului transformării, 

temperatura A C1 , pentru toate oţelurile carbon, este în jurul valorii de 27 0 C. 

Figura 2.24 b) se referă la oţeluri având un conţinut de carbon de 0,1 % şi 

diferite procente de crom şi nichel: se observă că în special cromul ridică

dilatarea 

dilatarea 


temperatura de transformare, în timp ce nichelul o scade. În acelaşi timp se 

poate observa că adăugarea de crom diminuează clar coeficientul de dilatare 

în timp ce nichelul nu are o influenţă semnificativă. 

Utilizarea dilatometriei diferenţiale este limitată de faptul că pentru 

studiul tuturor încălzirilor cu încălzire rapidă şi în particular pentru trasarea 

curbelor de transformare a austenitei la răcire continuă, dilatometria 

tem peratura, °C tem peratura, °C 

a) b) 

Fig. 2. 24 Curbe dilatometrice diferenţiale: a) 1- fier pur; 2- oţel cu 0,10 % C; 

3- oţel cu 0,40 % C; 4-oţel cu 0,90 % C; 5- oţel cu 1,20 % C; 

b)1-oţel cu 0,1%C-13 % Cr ; 2-oţel cu 0,1%C-5%Cr ; 3-oţel cu 

0,1%C; 4- oţel cu 0,1%C-5%Ni; 5- oţel cu 0,1%C-9%Ni [2] 

absolută a devenit un instrument de bază. Un exemplu în acest sens, este 

arătat în figura 2.25 în care sunt reprezentate curbele înregistrate în cursul 

încălzire 

încălzire 

răcire 

transform area austenitei 

în m artensită 

răcire 

transform area austenitei 

în ferită şi perlită 

a) 

tem peratura, °C 

b) 

tem peratura, °C 

Fig. 2. 25 Curbe dilatometrice absolute (oţel 45 C 4) obţinute după 

austenitizare timp de 30 de minute la 850 0 C şi răcire: a) răcire 

rapidă, în 100 de secunde; b) răcire lentă, în 16 ore [2].


studiului unui oţel 45 C 4 cu 0,45 % C, 0,8%Mn şi 1,0 % Cr pentru două 

moduri de răcire diferite: 

-figura 2. 25 a): răcire de la 850 0 C până la temperatura ambiantă în 

100 de secunde aproximativ; transformarea începe la 315 0 C şi se continuă 

până în apropierea temperaturii ambiante. În acest caz structura formată este 

martensita. 

- figura 2. 25 b): răcire de la 850 0 C până la temperatura ambiantă în 

16 ore aproximativ; transformarea începe la 700 0 C şi se termină la 670 0 C. 

Structura formată este un amestec de ferită şi perlită. 

Dilatometrele absolute performante au apărut recent. Acestea se 

disting prin modul de încălzire al epruvetelor care are loc sub vid şi se poate 

face fie prin radiaţii infraroşii fie prin inducţie, ca şi prin mijloacele folosite 

pentru controlul răcirii care permit o răcire reglabila. Ele sunt echipate cu 

traductoare şi amplificatoare electronice care le dau o mare sensibilitate. 

Astfel, aceste dispozitive dilatometrice permit realizarea unor cicluri termice 

foarte strânse, ceea ce permite controlarea caracteristicilor mecanice. 

Achiziţia datelor sub formă digitală, permite înregistrarea lor într-un 

calculator. De altfel, pe anumite dilatometre noi, epruvetele pot fi supuse 

unor tensiuni mecanice şi deformate eventual “in situ”. Această posibilitate 

de deformare a austenitei înainte de transformarea ei la temperaturi înalte 

este interesantă pentru studiul fenomenelor care se produc în cursul 

tratamentelor termomecanice ale oţelurilor. 

Un exemplu de aplicaţii este dat în domeniul tratamentelor termice 

ale sârmelor de mare rezistenţă. Aşa cum se ştie, o degajare de căldură 

suficient de importantă, de ordinul a 25 calorii / gram, legată de entalpia de 

transformare, însoţeşte reacţia de transformare perlitică a austenitei. Dacă o 

probă luată dintr-o sârmă de mare rezistenţa, după austenitizare , este răcită 

după un ciclu dat, se constată că transformarea austenitei în perlită se 

traduce printr-o creştere pe curba temperatură timp, datorată degajării 

căldurii latente de transformare (fenomen numit coalescenţă). Dacă la 

începutul transformării se măreşte intensitatea răcirii, forma ciclului termic 

urmat de epruvetă se va modifica, astfel încât reîncălzirea ei, datorată 

degajării căldurii latente de transformare, să nu mai aibă loc, iar 

transformarea să se producă la o temperatură mai scăzută, conducând astfel 

la formarea unei structuri perlitice foarte fine şi la o ameliorare importantă a 

caracteristicilor mecanice, aşa cum se poate vedea în figurile 2.26 şi 2.27. 

Astfel, oprind creşterea temperaturii, datorată entalpiei de transformare, 

printr-o accelerare controlată a răcirii în timpul reacţiei, se pot obţine

T em peratura, °C 


caracteristici superioare celor obţinute după patentare (călire izotermă în 

baie de plumb la aproximativ 525 0 C). 

C urba de început de 

transform are 

Perlită fină 

Perlită grosolană 

(coalescenţa) 

Tim pul, s 

Fig. 2. 26 Influenţa legii de răcire asupra caracteristicilor mecanice 

ale unui oţel cu 0,78 % C şi 0,59 % Mn, austenitizat 

la 975 0 C (30 min.) [2]. 

a) b) 

Fig. 2. 27 a) Perlită grosolană rezultată în urma răcirii cu coalescenţă. 

b) Perlită fină rezultată în urma răcirii continue fără coalescenţă [2]

T em p eratu ra, °C 


2. 4 Analiza termică 

Analiza termică se ocupa cu studierea transformărilor de faza ale 

metalelor şi aliajelor cu ajutorul curbelor de încălzire sau răcire: 

temperatură- timp. Transformările structurale sunt însoţite de efecte termice 

de absorbţie sau degajare de căldură (căldura latentă de transformare), care 

sunt materializate, pe curbele respective, prin abateri de la forma 

exponenţială a curbelor. Analiza termică poate fi simplă (directă) sau 

diferenţiala. 

Analiza termică simplă (directă): proba de cercetat, prevăzută cu un 

termocuplu, este introdusă în instalaţia de încălzire , unde se va încălzi până 

la temperatura dorită; răcirea probei de la temperatura de încălzire se face 

prin suflarea unui jet de aer sau prin cufundarea într-un lichid de răcire. Pe 

parcursul încălzirii şi răcirii probei, se înregistrează variaţia temperaturii ei. 

Se poate determina şi derivata curbei temperatură - timp, adică curba ce 

reprezintă variaţia vitezei de încălzire ( sau de răcire ) în funcţie de timp. În 

acest fel toate transformările care se produc cu degajare sau cu absorbţie de 

căldură sunt uşor de detectat. Proba studiată este foarte mică, iar metoda 

este foarte sensibilă. 

Ca aplicaţie, în figura 2.28 se reprezintă, pentru diferite viteze de 

Tim p u l, s 

Fig. 2. 28 Evoluţiei punctelor A C1 şi A C3 ale unui 

oţel cu 0,4 % C; 2 % Ni; 1 % Cr şi 0,3 

% Mo, în funcţie de viteza de încălzire [2].


încălzire, variaţiile temperaturilor de transformare la încălzire, în funcţie de 

viteza de încălzire, determinate prin analiză termică simplă. 

Temperaturile Ac 1 şi Ac 3 determinate prin dilatometrie diferenţială 

la o viteză de încălzire de 300 0 C /oră sunt 730 0 C respectiv 770 0 C, şi au 

fost reprezentate la dreapta figurii. Se poate vedea că, atunci când viteza de 

încălzire creşte deasupra unei anumite valori, temperaturile de început şi de 

sfârşit de transformare la încălzire sunt din ce în ce mai ridicate. Astfel 

pentru o încălzire de la temperatura ambiantă până la 750 0 C, în 18 secunde, 

ele sunt încă în apropierea temperaturilor Ac 1 şi Ac 3 determinate prin 

metoda dilatometrică, însă, valoarea lor creşte rapid când viteza de 

încălzire creşte. Temperatura de sfârşit de transformare creşte mai repede 

decât temperatura de început de transformare, astfel pentru vitezele de 

încălzire cele mai ridicate care au fost studiate, adică încălzire de la 

temperatura ambiantă până la 750 0 C în 2 secunde, temperatura de început 

de transformare este de 770 0 C, deci superioară cu 40 0 C temperaturii A C1 , 

în timp ce temperatura de sfârşit de transformare este în jurul valorii de 850 

0 C, adică superioară cu 80 0 C temperaturii Ac 3 . 

Analiza termică diferenţială : în acest caz, alături de proba de 

cercetat, se aşează şi un etalon care nu suferă transformări în intervalul de 

temperatură studiat (pyros, Ni, Pt etc.) şi se înregistrează diferenţa de 

temperatură dintre piesă şi etalon cu ajutorul unui termocuplu diferenţial. În 

figura 2.29 se arată schema principiului de funcţionare a unui analizor 

termic diferenţial. Diferenţa de temperatură ΔT între etalon şi probă este 

Fig. 2.29 Principiul de funcţionare 

a unui 

aparat de analiză 

termică diferenţială 

[1] 

amplificată şi reprezintă ordonatele diagramei , iar pe abscisa x este trecută 

temperatura sau timpul. Un exemplu de astfel de curbă este dat în figura 

2.30. La fel ca şi în cazul dilatometriei diferenţiale ,vitezele de încălzire şi 

de răcire sunt limitate la 300 o C/h pentru a nu avea diferenţe de temperatură 

între probă şi în etalon, datorate conductibilităţii termice diferite.


Fig. 2.30 Curbă de analiză 

termică diferenţială 

[1] 

Analiza termică diferenţială permite determinarea temperaturilor de 

început de transformare dar este o metodă aproximativă pentru determinarea 

entalpiei de transformare în stare solidă. Pentru determinarea acesteia, se 

folosesc şi alte aparate numite analizoare calorimetrice diferenţiale cu 

compensare de putere, care permit măsurarea directă a fluxului termic . 

2. 5 Analiza magnetică 

Această metodă permite detectarea apariţiei sau dispariţiei fazelor 

feromagnetice la diferite temperaturi. Aparatele corespunzătoare sunt 

numite termomagnetometre. Un prim tip de aparat de acest fel, este 

prezentat în figura 2.31, şi constă dintr-o balanţă care înregistrează variaţia 

Fig. 2.31 Schema de 

principiu a unei 

balanţe termomagnetice 

[1] 

forţei exercitate asupra unui eşantion plasat în câmpul neuniform al unui 

magnet permanent. Aparatul dă valori cantitative, ale intensităţii de 

magnetizare, prin intermediul forţei de atracţie, cu condiţia ca eşantionul să 

rămână tot timpul în aceeaşi poziţie. Un exemplu de curbă, obţinută cu acest 

aparat, este dat în figura 2.32.


Fig, 2.32 Curbă obţinută cu o balanţă termomagnetică [1] 

Un al doilea tip de aparat este bazat pe variaţia permeabilităţii 

magnetice rezultate în urma transformărilor structurale din aliaje. În acest 

caz eşantionul este răcit în întrefierul unui magnet permanent, iar o bobină, 

înfăşurată pe acest magnet, înregistrează apariţia unei faze feromagnetice 

(fig. 2.33). 

Fig. 2.33 Principiul aparatului pentru analiza 

permeabilităţii magnetice [1] 

2.6 Analiza termogravimetrică 

Această metodă este utilizată pentru studiul fenomenelor de transfer 

de masă (oxidarea metalelor etc.).


Aparatele sunt formate în principal, dintr-o balanţă foarte sensibilă 

care înregistrează variaţia de masă a unui eşantion plasat într-un cuptor cu o 

atmosferă dată, oxidantă în cazul studiului oxidării. 

BIBLIOGRAFIE 

1. BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes 

normalisation, colection Les Precis AFNOR/ NATHAM, 

Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN 

AFNOR : 2-12-260121-6. 

2. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes 

de base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, 

PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9. 

3. ***Metalographie et techniques d analyse , EDITION PYS 

LIVRES, PARIS,1998, ISBN 2-91008-17-0. 

4. COLAN, H., FILIPESCU, M., BICSAK, E., Studiul metalelor, EDP 

Bucureşti, 1968. 



Capitolul 3 

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE 

ALE OŢELURILOR 

( ) 

3.1 Generalităţi 

Un ciclu de tratament termic este format din trei operaţii de bază: 

încălzire, menţinere şi răcire. 

Operaţia de încălzire presupune, în cazul multor tratamente termice 

aplicate oţelurilor (călire, recoacere de normalizare, recoacere completă, 

recoacere de omogenizare, carburare ş.a.), o încălzire deasupra punctelor de 

transformare A C1 , A C3 , în domeniul austenitic. Această operaţie este 

denumită austenitizare şi se poate defini ca fiind operaţia prin care produsul 

feros este adus la o temperatură la care structura devine total austenitică 

(austenitizare completă) sau parţial austenitică (austenitizare incompletă). 

Formarea austenitei presupune o menţinere a produsului la temperatura de 

austenitizare , în cursul căreia are loc şi omogenizarea austenitei din punct 

de vedere al concentraţiei de carbon şi al altor elemente prezente. 

Încălzirea în vederea austenitizării porneşte fie de la o structură de 

echilibru : ferito-perlitică - în cazul oţelurilor hipoeutectoide, perlitică - în 

cazul oţelurilor eutectoide, sau amestec de carburi şi perlită - în cazul 

oţelurilor hipereutectoide, fie de la o structură în afară de echilibru, cum ar 

fi : bainita şi martensita. 

În cazul oţelului eutectoid (0,77%C), care are o structură perlitică, 

formarea austenitei are loc după reacţia : 

Fe α (C) + Fe 3 C → Fe γ (C) (3.1) 

0,02 %C + 6,67 % C → 0,77 %C 

Această transformare are la bază procese de difuziune (deplasări ale 

atomilor în stare solidă, sub influenţa căldurii) şi se realizează la temperaturi 

mai mari decât A c1 când energia liberă a austenitei este mai mică decât cea a 

perlitei (fig. 3.1).

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA ÎNCĂLZIRE ALE OŢELURILOR 51 

Formarea austenitei are loc 

prin procesul de germinare şi 

creştere. Germinarea se produce de 

preferinţă la marginile de separaţie 

ale lamelelor de ferită şi cementită 

care formează perlita (fig. 3.2), 

deoarece prezenţa defectelor de reţea 

face ca lucrul mecanic necesar 

germinării să fie mai mic. având în 

vedere că suprafaţa interfazică din 

interiorul perlitei este foarte mare 

(2000- 10000 mm 2 / mm 3 ), formarea 

cristalelor de austenită este deosebit 

de favorabilă comparativ cu alte 

transformări de fază în oţel. 

Creşterea germenilor de 

austenită este un caz particular de 

deplasare prin difuziune a marginilor 

de separaţie dintre faze: ferită- 

Fig. 3.1 Variaţia energiei libere a 

perlitei şi austenitei în funcţie 

de temperatură [4] 

austenită, cementită- austenită. În timpul procesului de transformare a 

perlitei în austenită, cât şi după terminarea dizolvării cementitei, 

concentraţia austenitei este neomogenă necesitând o menţinere în continuare 

până la uniformizarea concentraţiei în întregul volum. 

a) b) 

Fig. 3.2 Formarea germenilor de austenită la limita 

de separaţie dintre ferită şi cementită : 

a) perlită lamelară ; b) perlită globulară. [4] 

Cinetica transformării perlitei în austenită poate fi studiată fie în 

condiţii izoterme, când încălzirea, la o temperatură mai mare decât punctul 

critic A c1, este urmată de o menţinere la această temperatură, fie la încălzire


continuă, când are loc variaţia atât a temperaturii cât şi a duratei, adică 

încălzirea are loc cu viteze diferite. 

Considerând diferite temperaturi de menţinere izotermă: t 1 , t 2 ,…t 5 

peste punctul de transformare A 1 , se poate trasa curba reprezentând 

cantitatea de perlită transformată în austenită, în funcţie de timp (curba 

cinetică a transformării), figura 3.3. Se observă că , cu cât temperatura este 

mai înaltă, cu atât transformarea izotermă începe mai repede (a 1 , a 2 ,..a 5 ) şi 

decurge mai rapid, terminându-se mai repede (b 1 , b 2 ,…b 5 ). 

Fig, 3.3 Curbele cinetice ale transformării perlitei, 

pentru diferite temperaturi de menţinere 

izotermă [4] 

Oricare ar fi structura produsului feros înainte de încălzire, 

elementele de aliere pot fi prezente în soluţia solidă şi pe parcursul încălzirii 

pot forma precipitaţi care pot influenţa starea austenitei care se formează. 

După austenitizare urmează operaţia de răcire, care presupune 

scăderea temperaturii oţelului cu o viteză determinată şi în cursul căreia are 

loc transformarea austenitei. Natura, morfologia şi proprietăţile noilor 

constituenţi, care apar în cursul acestei transformări, depind esenţial atât de 

condiţiile de răcire şi cât şi de starea austenitei . Principalii factori care 

influenţează starea austenitei la sfârşitul operaţiei de austenitizare (condiţiile 

de austenitizare) sunt: viteza de încălzire, temperatura de austenitizare şi 

durata de menţinere.


3. 2 Transformarea în cursul încălzirilor lente 

Încălzirea oţelurilor, cu ocazia diferitelor tratamente termice, ar 

trebui să se facă foarte lent pentru ca transformările să se producă în condiţii 

apropiate de echilibru. Acest lucru nu se respectă în practica industrială, 

când ciclurile termice utilizate nu respectă cerinţele diagramelor de 

echilibru. Totuşi este util să se amintească transformările care pot avea loc 

în cazul unor încălziri foarte lente, luând în considerare diagrama fiercarbon. 

În cazul oţelurilor care au conţinutul de carbon mai mic de 0,022%, 

cantitatea scăzută de cementită existentă la temperatura ambiantă, trece 

progresiv în soluţia de ferită care la rândul ei se transformă în austenită, 

până la dispariţia ei totală, la o temperatură cuprinsă între 912 şi 890 °C şi 

care corespunde unui procent de carbon cuprins între 0 şi 0,022 %. Dacă se 

continuă încălzirea peste această temperatură, va creşte mărimea grăuntelui 

austenitic. 

La oţelurile cu procent de carbon cuprins între 0,022 şi 0,77 %, 

perlita se transformă în austenită la o temperatură A C1 (727 °C) , iar pentru 

temperaturi superioare lui A 1 , cantitatea de austenită creşte progresiv pe 

seama feritei, până la temperatura A C3 care reprezintă sfârşitul transformării. 

Oţelurile eutectoide suferă transformarea eutectoidă la 727 °C: 

cementita şi ferita, care formează perlita, se transformă în austenită. 

La oţelurile hipereutectoide are loc transformarea perlitei în 

austenită, iar apoi cementita se dizolva progresiv în austenită până la 

temperatura A cem, care variază între 727 şi 1148 °C, când procentul de 

carbon creşte de la 0,77 la 2,11 % . 

În practică temperaturile de transformare A C1 şi A C3 , care servesc 

pentru precizarea condiţiilor de austenitizare , sunt determinate prin analiza 

dilatometrică, când încălzirea se realizează cu viteze de încălzire de la 

60°C/h până la 300°C/h. Deşi rezultatele nu diferă prea mult, este important 

să se precizeze de fiecare dată cu ce viteză de încălzire au fost obţinute. 

3. 3 Transformarea în cursul încălzirilor rapide, 

fără menţinere 

Dacă vitezele de încălzire cresc, temperaturile de început şi de sfârşit 

de transformare ale austenitei, omogenizarea austenitei şi mărimea



grăuntelui austenitic sunt mai mult sau mai puţin afectate. Influenţa vitezei 

de încălzire asupra formării austenitei poate fi studiată cu ajutorul 

diagramelor de transformare la încălzire continuă, obţinute cu ajutorul 

analizei dilatometrice. Aceste diagrame (fig.3.4) sunt trasate in sistemul de 

coordonate temperatură-timp (lg). Curbele reprezintă, pentru fiecare viteză 

de încălzire indicată în partea de sus a diagramei , diferitele etape ale 

formării austenitei in cursul încălzirii. 

V iteza d e în călzire, °C /s 

Fig. 3. 4 Diagrama de transformare 

la încălzire continuă a 

oţelului 34 CrMo 4 (0,34 

% C; 1,07% Cr şi 0,17 % 

Mo): Ac 1 , Ac 3 – temperaturile 

de început, respectiv 

de sfârşit a transformării 

[1] 

T im p u l, s 

În figura 3.4 este prezentată diagrama de transformare la încălzire 

continuă a oţelului 34CrMo4, a cărui structură iniţială este ferito-perlitică. 

Se observă că începutul (A C1b ) şi sfârşitul (A C3 ) transformării în austenită a 

fazelor, stabile la temperatura ambiantă, se deplasează către temperaturi mai 

ridicate odată cu creşterea vitezei se încălzeşte. De asemenea de observă că 

transformarea perlitei are loc între A C1b şi A C1e , deci îşi pierde caracterul de 

transformare eutectoidă izotermă odată cu creşterea vitezei de încălzire. 

Diagrama din figura 3.4 arată totodată: 

-limita dintre austenita omogenă şi neomogenă. Pe parcursul 

formării austenitei între punctele A C1 şi A C3 , există diferenţe mari de 

concentraţie între diferitele microvolume: carbonul şi elementele de aliere 

carburigene (Mn, Cr, Mo, Ti, Ni, V… ) sunt mai bogate în jurul particulelor 

de carburi, care sunt în curs de dizolvare.



Limita, dintre austenita omogenă şi cea neomogenă, este determinată 

prin studiul variaţiei punctului de început de transformare martensitică 

(Ms) : pentru o anumita viteza de încălzire, punctul Ms obţinut în urma unei 

căliri rapide, se deplasează spre temperaturi din ce în ce mai mici, pe măsură 

ce se realizează omogenizarea carbonului şi a elementelor de aliere din 

austenită. Astfel punctul Ms atinge un minim, când omogenizarea austenitei 

se termină, iar temperatura de austenitizare corespunzătoare constituie limita 

dintre austenita omogenă şi cea neomogenă. 

Temperatura punctului Curie (A C2 ) este temperatura la care oţelul îşi 

pierdere proprietăţile magnetice, devenind paramagnetic. Acest punct este 

important în cazul încălzirilor rapide prin inducţie. 

Diagramele indică pentru oţelurile studiate şi alte informaţii utile. De 

exemplu în figura 3.5 sunt prezentate curbele care permit determinarea 

temperaturilor şi vitezelor de încălzire în vederea obţinerii unui grăunte 

austenitic de o anumită mărime. Se poate observa că aceeaşi mărime de 

grăunte austenitic se obţine la temperaturi din ce în ce mai mari, dacă viteza 

de încălzire creşte. 

V iteza d e în călzire, °C /s 


la încălzire continuă a 

oţelului 34 CrMo 4: 

fiecare curbă corespunde 

unei mărimi indicate a 

grăuntelui [1] 

T im p u l, s 

În general se poate constata că viteza de răcire trebuie să atingă 

valori destul de ridicate pentru ca temperaturile A C1 , A C3 şi mărimea 

grăuntelui austenitic să fie notabil afectate. Practic acest lucru se întâmplă în 

cazul tratamentelor termice la care încălzirea se face cu: flacără, prin



inducţie, laser sau bombardament electronic; de asemenea în cazul 

tratamentului termic al sârmelor sau în cazul sudării. 

3.4 Transformarea în cursul încălzirilor cu 

menţinere izotermă 

În practică, austenitizarea se realizează printr-o încălzire, pînă la o 

temperatură determinată, urmată de o menţinere la această temperatură. 

Încălzirea, de obicei, se realizează cu viteze mici de încălzire, mai ales in 

cazul pieselor groase. Deoarece transformările care au loc sunt cu atât mai 

rapide cu cât temperatura este mai ridicată , operaţia de menţinere la 

temperatura respectivă este importantă practic. 

Pentru a putea alege mai bine condiţiile optime de austenitizare 

(temperatura şi durata de menţinere), cele care realizează cel mai bun 

compromis între o austenită omogenă şi o austenită cu un grăunte fin, este 

importantă cunoaşterea cineticii de transformare a feritei şi carburilor în 

austenită, în cursul menţinerii izoterme. Pentru studiul acestei transformări, 

epruvetele sunt încălzite la o temperatură determinată, unde sunt menţinute 

durate diferite; apoi ele sunt răcite rapid şi examinate la microscop. În acest 

fel se pot trasa diagrame care descriu cinetica transformării. Un astfel de 

exemplu este arătat în figura 3.6, unde sunt prezentate curbele de austeniti- 


în condiţii izoterme a unui 

oţel eutectoid normalizat 

în prealabil la 875°C [1] 

T im p u l, s

T em p eratu ra,°C 


zare ale unui oţel eutectoid: prima şi a doua curbă din stânga, reprezintă 

începutul, respectiv sfârşitul transformării perlitei; curba a treia reprezintă 

sfârşitul transformării carburilor, iar curba a patra reprezintă limita dintre 

austenita neomogenă şi cea omogenă. Se observă că formarea austenitei 

continuă pe parcursul menţinerii şi se termină cu atât mai repede cu cât 

temperatura este mai ridicată. 

Un alt exemplu de diagramă de transformare la încălzire, în condiţii 

izoterme, este arătat în figura 3.7: epruvetele din oţel 34 CrMo4 au fost 

încălzite cu o viteză de 130° C/s până la temperatura de menţinere. Ele au 

fost studiate cu ajutorul analizei dilatometrice şi prin observaţii 

microscopice după ce au fost călite. 

Procesul de transformare se produce parţial în timpul încălzirii până 

la temperatura de menţinere şi se continuă în timpul menţinerii către o 


în condiţii izoterme a 

oţelului 34 CrMo 4. 

Încălzire iniţială cu o 

viteză de 130 0 C / s [1]. 

T im p u l, s 

structură de austenită omogenă, cu atât mai rapid cu cât temperatura de 

austenită este mai ridicată. 

În figura 3.8 se poate observa că nu se ajunge la echilibru când 

austenita devine omogenă, deoarece grăuntele de austenită continuă să 

crească. De asemenea se observă că mărimea grăuntelui tinde spre valori 

asimptotice, dacă durata de menţinere creşte din ce în ce mai mult, în timp 

ce temperatura creşte.

T em peratura,°C 

M ărim ea grăuntelui (indice A ST M ) 



în condiţii izoterme a 

oţelului 34 CrMo 4. Încălzire 

iniţială cu o viteză de 

130 0 C / s[1] 

Tim pul, s 

3. 5 Influenţa structurii iniţiale asupra transformării 

la încălzire 

Aşa cum s-a arătat la punctul 3.1, încălzirea în vederea austenitizării 

poate porni şi de la o altă structură iniţială decât una de echilibru şi cu 

puţine elemente de aliere, de exemplu structura iniţială poate fi complet 

martensitică fără carburi precipitate sau poate fi un amestec de ferită sau 

perlită şi multe carburi. 

Deoarece, în timpul încălzirii şi menţinerii la temperatura de 

austenitizare, are loc dizolvarea carburilor şi difuzia elementelor de aliere, 

este de aşteptat ca natura, forma şi mărimea particulelor de carburi prezente, 

să influenţeze forma austenitei. 

În afară de temperatură, viteza de dizolvare a carburilor depinde de: 

- morfologia lor : o perlită fină, cu o suprafaţă de separaţie ferităcarburi 

mare, se transformă mai repede decât o perlita grosolană sau 

globulizată; 

- natura şi de conţinutul elementelor de aliere prezente în oţel, care 

pot favoriza sau frâna transformările care au loc. 

Influenţa structurii iniţiale a oţelului asupra transformărilor care au 

loc la austenitizare este arătată în figura 3.9, în care structurile iniţiale




studiate se referă la un oţel 50CrMo4 cu 0,51% C; 1,06%Cr; 0,21%Mo: (1) 

ferită şi carburi sferoidale, (2) martensită revenită la 710° C, (3) ferită şi 

perlită medie, (4) ferită şi perlită fină, (5) bainită, (6) martensită revenită la 

500° C, (8) martensită revenită la 670° C. Se observă că pentru condiţiile 

V iteza d e în călzire, °C /s V iteza d e în călzire, °C /s 

a ) 

T im p u l, s 

b ) 

T im p u l, s 

Fig. 3. 9 Diagramele de transformare la încălzirea continuă a oţelului 

50 CrMo 4. Influenţa structurii iniţiale [1]. 

de încălzire date, decalajul lui A C1 şi A C3 către temperaturile înalte este cu 

atât mai mare cu cât carburile din structura iniţială, sunt mai grosolane şi 

globulizate şi au o compoziţie mai apropiată de starea de echilibru. De 

asemenea se poate observa că pentru martensită (6), care este o structură în 

afară de echilibru, A C1 nu se deplasează spre temperaturi mai ridicate chiar 

dacă vitezele de încălzire sunt mari. Prin revenire la 500 0 C (7), 670 0 C (8) 

şi 710 0 C (2), martensita se descompune în ferită şi carburi din ce în ce mai 

grosiere şi din ce în ce mai mult substituite cu Cr şi Mo, astfel că începutul 

transformării are loc la temperaturi din ce în ce mai ridicate o dată cu 

creşterea vitezei de încălzire. Acest lucru are loc chiar dacă oţelul conţine un 

procent mare de carbon, cum ar fi oţelurile carbon de scule, care conţin 

particule de carburi nedizolvate în cursul austenitizării. Aceste particule, 

deşi întârzie creşterea grăuntelui, nu sunt prea eficace deoarece sunt prea 

grosiere, De asemenea carburile existente în oţelurile de construcţii, în 

general, sunt uşor solubile în austenită la temperaturi ridicate şi nu au decât


o influenţă mică asupra întârzierii creşterii grăuntelui de austenită. Pe de altă 

parte unele elemente, chiar în cantităţi foarte mici, fie adăugate iniţial fie 

prezente în oţel, cum ar fi de exemplu azotul, pot forma precipitaţi care, 

joacă un rol important în întârzierea creşterii grăuntelui de austenită prin 

frânarea deplasării interfeţelor cu atât mai mult cu cât sunt mai fini şi mai 

stabili la temperaturi înalte. 

3. 6 Mărimea grăuntelui austenitic 

Aşa cum se cunoaşte, corpurile aflate în stare solida, după gradul de 

ordonare reciprocă a particulelor constitutive (atomi, ioni sau molecule) pot 

avea trei stări structurale: amorfă, mezomorfă sau cristalină. 

Materialele metalice (metale şi aliaje), în general, au o structură 

cristalină care este reprezentată de cristal. Acesta este un agregat al 

particulelor constitutive caracterizat printr-un aranjament geometric regulat 

şi periodic în spaţiu. Materialele metalice utilizate în practică, de regulă, nu 

sunt monocristale ci sunt policristale, adică sunt formate dintr-un număr 

foarte mare de cristale numite grăunţi a căror mărime variază, în general, 

între 2 şi 20μm. Reţelele cristaline ale grăunţilor alăturaţi au direcţii diferite 

astfel că trecerea de la un grăunte la altul se face printr-o zonă numită limita 

grăunţilor. 

Microstructura granulară este bine pusă în evidenţă cu ajutorul 

microscopiei cu baleiaj sau a microscopiei optice. Astfel, în figura 3.10 a) 

este reprezentată suprafaţa unui metal, care a suferit o rupere intergranulară, 

observată cu un microscop cu baleiaj (grăunţii apar în relief), iar în figura 

3.10 b) este reprezentată o suprafaţă a unui metal, observată cu un 

microscop optic, după ce a fost şlefuită (rupere intragranulară) şi supusă 

unui atac chimic. În urma acestui atac sunt puse în evidenţă limitele 

grăunţilor ( linii negre). 

Dacă toţi grăunţii au o structură şi o compoziţie identică, materialul 

este monofazic (metale pure, soluţii solide). În general, materialele metalice 

sunt polifazice, adică conţin mai multe grupări de cristale, astfel încât 

fiecare grupare , de aceeaşi structură şi aceeaşi compoziţie chimică, 

formează o fază distinctă. 

Mărimea grăunţilor este influenţată de temperatură, durată, 

compoziţia chimică, structura iniţială şi modul de elaborare. Modul de 

elaborare determină aşa numita ereditate a oţelului, adică tendinţa de 

creştere a grăunţilor de austenită la încălzire şi menţinere.

G rău n te 

in iţial 

M ărim ea g rău n telu i 


Fig. 3.10 Microstructura granulară (poliedrică) a unui metal [2] 

Diagrama, prezentată în figura 3.11, arată că oţelurile de aproximativ 

aceeaşi compoziţie chimică şi având aceeaşi mărime iniţială a grăuntelui de 

Tem p eratu ra. °C 

Fig. 3.11 Creşterea unui grăunte de austenită 

într-un oţel eutectoid [3] 

perlită, pot prezenta la încălzire tendinţe diferite de creştere a grăunţilor de 

austenită, creşterea având loc după curbe diferite (curba 1 şi curba 2). 

Oţelurile la care creşterea grăuntelui de austenită are loc după curba 1, au 

fost denumite oţeluri cu grăunte ereditar mare, iar cele la care creşterea are 

loc după curba 2, au căpătat denumirea de oţeluri cu grăunte ereditar mic. 

Deosebirea dintre cele două tipuri de oţeluri este legată de modul de


elaborare a lor, ( mai exact de modul de dezoxidare), gradul de aliere, natura 

elementelor de aliere, prelucrarea prin deformare plastică etc.. 

Cererea din ce în ce mai mare de oţeluri de înaltă calitate (printre 

criteriile de calitate este inclus şi cel referitor la obţinerea unei granulaţii cât 

mai fine) a condus la dezvoltarea unor noi procedee de obţinere a oţelurilor, 

care sunt bazate în esenţă pe tratamente de degazare în vid, combinate sau 

nu cu acţiunea zgurilor sintetice şi a reîncălzirii băii lichide. Dezoxidarea 

care are loc în această etapă constă în introducerea de dezoxidanţi (ferosiliciu 

sau aluminiu, vanadiu , niobiu, zirconiu, titan) şi are un rol important 

asupra mărimii grăuntelui de austenită. Oţelurile dezoxidate cu feromangan 

(oţeluri necalmate) sau cu feromangan şi ferosiliciu se comportă ca oţeluri 

cu grăunte ereditar mare, în timp ce oţelurile dezoxidate în plus şi cu 

aluminiu sau care mai conţin mici cantităţi de zirconiu (0,03….0,1%Zr), 

vanadiu sau titan, aparţin categoriei de oţeluri cu grăunte ereditar mic. 

Aluminiul, vanadiul, titanul şi zirconiul formează în oţeluri compuşi 

chimici de tipul: oxizi (Al 2 O 3 ), nitruri (Al N) sau carburi (Ti C, V C, Zi C) 

care, concentrându-se sub formă de particule mărunte la limitele grăunţilor 

împiedică creşterea acestora în timpul încălzirii. La temperaturi mai mari de 

1000…1050°C, când aceste particule se dizolvă în austenită şi prin aceasta 

dispar barierele , are loc o creştere a grăunţilor prin coalescenţă; începând de 

la aceste temperaturi, grăunţii de austenită cresc cu viteză foarte mare. 

Se poate spune deci că prezenţa particulelor foarte fine de nitruri, 

carburi sau carbonitruri permit „controlul mărimii grăuntelui”. Dintre 

acestea nitrura de aluminiu este cea mai importantă. Un rol important au 

carbura de niobiu, nitrura şi carbura de titan, nitrura de vanadiu şi de bor. 

În figura 3.12 se arată variaţia solubilităţii în austenită a unor 

carburi şi nitruri în funcţie de temperatură. După această diagramă rezultă că 

produsul de solubilitate K s este foarte diferit pentru carbura de vanadiu faţă 

de nitrura de titan. Aceste diagrame stabilite pentru metale pure, dau 

indicaţii practice foarte interesante legate de mărimea grăuntelui austenitic. 

În figura 3.13 se arată influenţa diferitelor tipuri de nitruri şi caburi 

asupra mărimii grăuntelui de austenită în funcţie de temperatura de 

austenitizare, la o menţinere de 30 minute, pentru trei oţeluri caracterizate 

prin acelaşi conţinut de C, Mn, Si, dar elaborate diferit. Se poate observa că 

pentru oţelul (3), care nu conţine particule precipitate de nitruri şi carburi, 

grăuntele austenitic este grosolan deja la 950°C (indice ASTM 5) şi creşte 

continuu până la 1350°. Oţelul (1) , care conţine nitruri de aluminiu, are un 

grăunte austenitic fin până la 1100°C (indice ASTM de la 9,5 la 8,5 între 

950 şi 1100°C). Între temperaturile de 1100 şi 1150°C are loc o creştere

D iam etru l g rău n telu i, m m 

M ărim ea g rău n telu i (in d ice A S T M ) 


Tem peratura, °C 

Fig. 3. 12 Relaţiile de solubilitate pentru 

câteva carburi şi nitruri în 

austenită ( K S = produs de 

solubilitate = ( % M ) ( % I ), 

% în greutate ) [1]. 

10 3 /T [K -1 ] 

T em p eratura d e austenitizare, °C 

Fig. 3. 13 Influenţa particulelor precipitate , fin disperate, asupra 

mărimii grăuntelui austenitic (oţel cu: 0,18 % C; 

1,30 % Mn şi 0,35 % Si) : 1- azot şi aluminiu; 2- azot, 

aluminiu şi titan; 3: fără elemente dispersate [1]


importantă a grăuntelui austenitic, peste aceste temperaturi grăuntele 

austenitic creşte în continuare având dimensiuni mai mari ca la oţelul (3), 

având la 1350°C indicele ASTM 2. La oţelul (2) care conţine atât aluminiu 

cât şi titan, grăuntele austenitic rămâne fin până la 1070°C (indicele ASTM 

creşte puţin de la 950 la 1070°C) apoi are loc o creştere rapidă între 1070 şi 

1120°C, unde indicele devine egal cu 6 şi apoi are loc o creştere continuă 

până la 1350°C, după o curbă paralelă cu a oţelurilor (1) şi (3), dar sensibil 

inferioară celor două. De aici rezultă că prezenţa nitrurilor de titan alături de 

nitrura de aluminiu are ca efect nu numai o afânare suplimentară a 

grăuntelui iniţial, dar şi o frânare importantă a creşterii grăuntelui la 

temperaturi înalte. 

În figura 3.14 se reprezintă variaţia numărului şi dimensiunilor parti- 

N u m ăr d e p articu le p e m m 2 (x10 6 

Fig. 3.14 Numărul şi dimensiunea 

particulelor după recoacere 

la diferite temperaturi 

[1] 

Tem p eratu ra d e m en ţin ere, °C 

(D u rata d e m en ţin ere 3 0 m in .) 

culelor de nitruri în funcţie de temperatură, la o menţinere de 30 minute, 

pentru un oţel care conţine 0,018%N şi 0,05%Al. În acest caz, se disting trei 

clase de particule: clasa 1- cuprinde toţi precipitaţii care au raze până la 

0,01μm ; clasa 2-formată din particule cu raze cuprinse între 0,01 şi 0,05 

μm, iar clasa 3- conţine particule cu raze cuprinse între 0,05 şi 0,1 μm. Din 

figura 3.14 se poate observa că numai pentru clasa 1 are loc o scădere 

importantă şi continuă a numărului de particule, o dată cu creşterea 

temperaturii: la o temperatură de 950°C numărul de particule este de 80·10 6 

particule/mm 2 , iar la 1150°C acesta scade la 10·10 6 particule/mm 2 . Ca 

urmare se poate trage concluzia că numai particulele de acest ordin de 

mărime servesc ca „bariere” sau „inhibitori” eficienţi pentru împiedicarea 

creşterii grăunţilor.

M ărim ea grăunţilor, m m 


Variaţia numărului de particule de clasa 1 şi a mărimii grăuntelui de 

austenită în funcţie de temperatură, pentru trei oţeluri studiate, se poate 

observa în figura 3.15. Din această figură rezultă că numărul de particule 

scade o dată cu creşterea temperaturii, iar numărul de particule de la care 

începe să crească grăuntele de austenită este practic acelaşi pentru cele trei 

oţeluri studiate, fiind de ordinul a 2·10 6 particule/mm 2 . Deci, se poate 

N um ărul de particule pe m m 2 

Tem peratura de austenitizare, °C 

Fig.3. 15 Variaţiile, în funcţie de temperatura de 

menţinere, a mărimii grăuntelui austenitic şi 

a numărului de particule de clasa 1 [1]. 

spune că mărimea grăuntelui austenitic depinde de prezenţa în număr 

suficient de mare a particulelor foarte fine cu raza inferioară la 10 nm şi de 

evoluţia lor în funcţie de condiţiile de încălzire şi menţinere la temperatură a 

oţelurilor. 

Creşterea grăuntelui de austenită la încălzire prezintă, pe lângă 

importanţa sa teoretică şi o mare importanţă practică , aceasta din cauză că 

ea are consecinţe esenţiale asupra grăuntelui obţinut după tratamentul 

termic. 

Piesele care au suferit tratamente termice la temperaturi ridicate 

(recoacere de omogenizare, carburare etc.), au adesea structuri 

„supraîncălzite”. La aceste piese, structura, care se obţine după răcire, 

„moşteneşte” dimensiunile grăuntelui de austenită care este grosolan (fig. 

3.16 a)). Cum se vede în figura 3.16, la traversarea intervalului critic A c1 -


A c3 , prin încălzire, oţelurile prezintă o transformare care conduce la 

multiplicarea grăunţilor. Acest fenomen permite regenerarea structurii 

„supraîncălzite” (fig. 3.16 b)) . 

a) b) 

Fig. 3.16 Procesul de mărunţire structurală [2]: 

a) structura Widmanstatten obţinută la 

o răcire dintr-o austenită grosolană; 

b) regenerarea grăunţilor printr-o 

încălzire şi răcire ulterioară. 

3.6.1 Influenţa mărimii grăuntelui asupra proprietăţilor 

oţelurilor 

În tabelul 3.1 se prezintă într-o formă sintetică influenţa grăuntelui 

real de austenită asupra diferitelor proprietăţi ale unui oţel de carburare. Nu 

toate proprietăţile oţelurilor sunt influenţate însă în aceeaşi măsură. 

Grăuntele ereditar influenţează proprietăţile tehnologice ale oţelului şi în 

primul rând comportarea lui la încălzirea de la tratamentul termic. Oţelurile 

cu grăunte ereditar mic pot fi încălzite la temperaturi mai ridicate , fără 

teama creşterii grăuntelui de austenită, cu aceste oţeluri lucrându-se mult 

mai comod la tratamentul termic. La carburare aceste oţeluri sunt preferate, 

având în vedere că la acest tratament termochimic piesele sunt menţinute un


timp îndelungat la temperaturi ridicate (900..930°C), iar la procedeele 

moderne de carburare temperatura ajunge până la 1000°C. 

Tabelul 3.1 Influenţa mărimii grăuntelui real asupra proprietăţilor 

oţelului [4] 

Granulaţia austenitică 

Proprietatea 

grosolană 

(N=1…3) 

fină 

(N=6…8) 

La încălzire (supraîncălzire) 

Tendinţă spre 

structura mică 

grosolană 

Cantitatea de austenită reziduală mare mică 

Deformarea la călire puternică slabă 

Exfolierea la călire puternică slabă 

Tendinţă de fisurare la călire puternică slabă 

Tensiuni interne la călire mari mici 

Tendinţă de formare a petelor moi redusă mare 

Adâncimea stratului carburat mare mică 

Prelucrabilitatea prin aşchiere (după 

normalizare) 

bună 

slabă 

Fragilitatea la rece mare mică 

Tenacitatea mică mare


În figura 3.17 se arată curbele de tracţiune ale unui oţel cu 0,15%C 

pentru diferite mărimi de grăunţi de ferită obţinută la răcire lentă. Se poate 

observa că dacă diametrul grăuntelui (d) creşte sau indicele ASTM notat cu 

(G) scade, are loc o scădere a valorii Rm şi Re şi o creştere a alungirii A%. 

În figura 3.18 sunt prezentate curbele variaţiei rezilienţei, KV=f(T), 

Fig. 3.17 Curbe de tracţiune [2] 

Fig. 3.18 Curbe de rezilienţă KV(T) [2] 

pentru un oţel cu 0,1%C, cu diferite mărimi ale grăuntelui de ferită obţinută 

în urma răcirii în apă (1), aer (2) şi o dată cu cuptorul (3). Din această 

diagramă se observă că o dată cu creşterea dimensiunii grăunţilor de ferită, 

temperatura de tranziţie ductil-fragil creşte, iar înălţimea palierului ductil 

scade.

T em peratura de tranziţie, °C 


De fapt între mărimea grăuntelui de ferită şi limita de elasticitate pe 

de o parte şi temperatura de tranziţie fragil-ductil, pe de altă parte, s-au 

stabilit relaţii cantitative foarte clare. Astfel, relaţia lui HALL-PETCH: 

σ y = σ 0 +k y· d -1/2 ( 3.1) 

unde: σ y este limita de elasticitate; σ 0 , k y – constante; d- diametrul mediu al 

grăunţilor, 

arată legătura dintre limita de elasticitate şi mărimea grăuntelui de ferită, iar 

relaţia lui COTTRELL-PETCH: 

β·T c =ln β –ln C – ln d -1/2 (3.2 ) 

unde: T c este temperatura de tranziţie; β,C- constante; d- diametrul mediu al 

grăunţilor, 

arată legătura dintre mărimea grăuntelui de ferită şi temperatura de tranziţie. 

Relaţiile de mai, ilustrate în figura 3.19 care prezintă legătura dintre 

d, σ y şi T c , se referă la ferita granulară şi ca urmare ele nu pot fi aplicate în 

cazul feritei aciculare. Ferita aciculară , de tip Widmanstatten, este 

defavorabilă din punct de vedere al limitei de elasticitate şi al rezisten- 

L im ita de elasticitate, daN /m m 2 

σ y 

T C 

Fig. 3.19 Variaţia limitei de elasticitate 

şi a temperaturii 

de tranziţie în 

funcţie de mărimea 

grăunţilor, oţel cu: 0,1 

%C; 0,5% Mn; 0,2% 

Si; 0,006% N [1] 

M ărim ea grăunţilor, μm 

ţei la rupere fragilă , în schimb, ferita aciculară foarte fină poate prezenta, 

din acest punct de vedere, un ansamblu de proprietăţi foarte interesante. 

Pentru a lua în calcul efectul de durificare al siliciului, manganului şi 

azotului în soluţia solidă, relaţia pentru oţelurile carbon, cu conţinut de 

carbon mai mic de 0,25%, este următoarea:


σ y = a+ k 1 (%Mn)+ k 2 (%Si)+ k 3 (%N) 1/2 + k y d -1/2 (3.3) 

Până la conţinuturi de carbon de 0,4…0,5%, parametrul 

microstructural preponderent este diametrul grăuntelui (d), iar pentru 

conţinuturi mai mari de carbon, distanţa interlamelară perlitică (Δ) este 

factorul principal. 

Mărimea grăuntelui austenitic (G a ) influenţează şi asupra călibilităţii 

aşa cum se poate observa în figura 3.20: un oţel cu granulaţie grosolană (d 

, G a ) va avea o călibilitate mare. 

Fig 3.20 Influenţa mărimii grăuntelui 

austenitic asupra curbelor 

de penetrare a călirii [2]. 

BIBLIOGRAFIE 







AFNOR : 2-12-260121-6. 





Capitolul 4 

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE 

4.1 Diagramele TTT la răcire în condiţii izoterme 

Aşa cum se cunoaşte, diagramele de echilibru dau informaţii despre 

structurile de echilibru ale aliajelor, care sunt stabile la anumite temperaturi 

sau care apar în urma unor răciri foarte lente. Aceste diagrame sunt 

construite în coordonate temperatură – concentraţie şi ca urmare, ele nu pot 

da informaţii asupra structurilor în afară de echilibru, care se obţin în urma 

unor răciri mai rapide. 

Prima încercare de a introduce şi o a treia mărime – viteza de răcire, 

alături de temperatură şi concentraţie, la construirea unor diagrame care să 

indice structura aliajelor, aparţine lui WEVER şi ENGEL. În anul 1930 ei 

studiază influenţa vitezei de răcire asupra transformărilor structurale, 

pornind de la viteze de răcire corespunzătoare condiţiilor de echilibru, până 

la viteze de răcire corespunzătoare călirii. În acest fel s-au construit 

diagrame spaţiale având coordonatele: viteză de răcire, temperatură şi 

concentraţie. Aceste diagrame însă, nu s-au răspândit în practică. În schimb 

diagramele timp – temperatură – transformare ( diagramele TTT ) construite 

în acelaşi an de DEVENPORT şi BAIN au stârnit interesul, devenind astăzi 

o caracteristică de bază a oţelurilor care se tratează termic. Construirea 

diagramelor TTT marchează o etapă importantă în studiul transformărilor 

care au loc la răcire, iar principiul acestei construiri este arătat în figura 4.1. 

Fig. 4.1 Principiul construirii 

diagramelor TTT [1]


Pentru studiul transformării austenitei în condiţii izoterme, probele 

după austenitizare trebuie răcite cât mai rapid până la temperatura de 

transformare stabilită, t i (sub A r1 ), astfel încât să nu aibă loc nici o 

transformare a austenitei până la atingerea acestei temperaturi. În acest scop, 

se utilizează ca medii de răcire : băi de săruri, metale sau aliaje topite. Tot în 

scopul răcirii cât mai rapide, probele au dimensiuni mici şi sunt de obicei 

sub formă de placă cu o grosime de 1 – 4 mm sau cilindrice cu = 4 – 5 

mm prevăzute cu o gaură interioară de = 2 – 3 mm. 

Pentru trasarea diagramelor TTT, se încălzeşte un număr de astfel de 

probe, confecţionate iniţial dintr-un oţel eutectoid ( 0,77 % C ), până în 

domeniul austenitic ( t f = t a = A c1 + (30 50) 0 C = (775 800) 0 C ). După o 

scurtă menţinere, acestea se răcesc în baia de sare cu temperatura t b1 ( sub 

A r1 ) în care se menţin un timp 1 , după care se răcesc în apă ( t m = 20 0 C ) 

(fig. 4. 2 a)). După răcire se măsoară duritatea HV (fig, 4.2 b)) şi se studiază 

microstructura ( fig. 4.2 c)). În continuare se ia un alt lot de probe din 

acelaşi oţel eutectoid şi se răcesc de la t a la t b1 unde se vor menţine un timp 

mai lung 2 ( 2 1 ), după care se răcesc în apă. Experienţele se repetă 

pentru diferite durate crescătoare de menţinere, la temperatura t b1 : 3 , 4 , 5 , 

…, n . Duratele de menţinere în baie, variază de la câteva secunde la zeci de 

ore ( 24 de ore ), în funcţie de calitatea oţelului. 

Urmărind modul de variaţie a durităţii ( fig. 4.2 b)), se constată că 

pentru o temperatură dată a băii t b1 , începând de la 4 duritatea scade, iar de 

la valoarea 7 duritatea se menţine din nou constantă. Analizând şi 

microstructura se observă că probele cu duratele 1 … 4 au o structură 

martensitică, probele cu 7 … 10 sunt formate din perlită, iar probele cu 

durate de menţinere de 5 şi 6 sunt formate din mai multe tipuri de structuri 

( martensită, bainită, perlită ). Din aceste rezultate se poate constata că 

probele care au fost menţinute 1 - 4 nu au prezentat transformări la 

temperatura t b1 , ele şi-au menţinut structura austenitică avută iniţial. La 

răcirea acestor probe de la t b1 la t m , austenita s-a transformat într-o structură 

de călire – martensita – cu o duritate ridicată. 

La durate de menţinere în baie, la t b1, mai mari ca 4 duritatea începe 

să scadă, ceea ce ne arată că o parte din austenită se transformă în perlită 

( sau un alt constituent ) cu o duritate mai scăzută decât martensita. Restul 

austenitei netransformate la t b1 prin răcirea în apă se va transforma în 

martensită. La durata 7 toată austenita s-a transformat la t b1 în perlită, astfel 

că după răcirea în apă nu se mai modifică structura şi deci nici duritatea. 

Prin aceste experienţe s-a putut pune în evidenţă, la temperatura t b1 , o durată

TRANSFORMĂRI STRUCTURALE LA RĂCIRE 73 

de început a transformării ( 4 = s ) şi una de sfârşit a transformării 

austenitei ( 7 = f ). 

Fig. 4.2 Reprezentarea schematică a transformării austenitei la 

răcire izotermă ( temperatura constantă t b ) [2] 

Cunoscând cantitatea de austenită transformată la t b1 se poate 

construi diagrama din figura 4. 2 d). Din această figură se poate deduce că 

transformarea austenitei la t b1 nu începe imediat, ci după o anumită perioadă


de timp, numită perioadă de incubaţie 0 . La început transformarea 

progresează încet, apoi din ce în ce mai rapid, până ce ajunge la un maxim , 

iar spre sfârşit prezintă iarăşi o încetinire. Curba de transformare tinde 

asimptotic către orizontala de 100 % transformare. Momentele exacte de 

început şi de sfârşit de transformare sunt foarte greu de pus în evidenţă, 

practic se consideră începutul şi sfârşitul la 5 % respectiv 95 % transformare. 

Pentru a ne face o imagine asupra transformării la temperatura t b1 

sunt necesare cel puţin 5 – 10 probe din oţel cu aceiaşi compoziţie chimică, 

austenitizate în aceleaşi condiţii, pentru fiecare durată de menţinere. 

După ce s-au determinat punctele de început şi sfârşit de 

transformare pentru temperatura t b1 se continuă experienţele în acelaşi fel la 

temperaturile t b2 , t b3 , …, t bn ( de obicei n = 5 – 12 ) din ce în ce mai mici 

decât A r1 , determinându-se pentru fiecare t b punctele de început şi de sfârşit 

de transformare. Punând aceste puncte într-o diagramă t=f(τ), prin unirea lor 

se obţine o curbă reprezentată în figura 4.2 e) care are forma literei C. Scara 

timpului este logaritmică, pentru comoditatea reprezentării, deoarece 

perioada de incubaţie şi durata transformării diferă foarte mult în funcţie de 

temperatură . De exemplu la oţelurile carbon transformarea se termină după 

câteva zeci de minute ( mii de secunde ) în apropierea lui A 1 şi la 1 – 2 

secunde la cotul perlitic ( fig. 4.3, 4.4 ). 

τ 0 

Fig. 4.3 Reprezentarea schematică a transformării 

austenitei la răcire izotermă. [2 ] 

Obţinerea curbelor în formă de ” C ” poate fi demonstrată şi teoretic,


în cazul proceselor ce au loc cu difuzie, pe baza ecuaţiei lui ARHENIUS. 

Fig. 4.4 Transformarea izotermă a austenitei [2] 

Cercetările efectuate asupra transformării austenitei la răcire la 

temperaturi din ce în ce mai scăzute, au pus în evidenţă existenţa unui 

interval M s – M f , în care are loc formarea martensitei. Această formare are 

loc fără difuzie şi se produce total numai la răcire continuă atunci când 

temperatura scade sub M f . Astfel, curbele de transformare au primit forma 

din figura 4.5 , care se aseamănă cu litera S, de unde şi denumirea care li s-a 

Fig. 4.5 Curba TTT la răcire 

izotermă a unui 

oţel eutectoid [2]


Tem peratura, °C 


dat de „curbe S”. În cazul oţelurilor hipoeutectoide şi hipereutectoide, 

diagramele TTT care se obţin sunt prezentate în figura 4.6. 

T im pul (lg τ) 

a) 

T im pul (lg τ) 

b) 

Fig. 4.6 Curba TTT la răcire izotermă a unui oţel : a) hipoeutectoid 

şi b) hipereutectoid [2] 

La subrăciri mici are loc prima dată separarea din austenită a feritei 

în cazul oţelurilor hipoeutectoide şi a cementitei la oţelurile hipereutectoide. 

Acestor separări ale fazelor proeutectoide le corespund curbe suplimentare 

reprezentate în figura 4.6. Cantitatea de ferită ( sau cementită ) care se 

separă descreşte cu scăderea temperaturii. La o anumită subrăcire nu mai are 

loc separarea fazelor proeutectoide şi transformarea începe cu formarea 

germenilor de eutectoid. Întrucât cantitatea de ferită ( sau cementită ) scade 

cu creşterea subrăcirii, conţinutul de carbon al sorbitei şi a troostitei este 

inferior lui 0,77 % C pentru oţelurile hipoeutectoide şi superior lui 0,77 % C 

pentru oţelurile hipereutectoide. Acest eutectoid a cărui concentraţie diferă 

de cea de echilibru ( 0,77 % C, punctul S de pe diagrama Fe – C ) poartă 

denumirea de pseudoeutectoid. 

Intervalul de temperatură aflat sub A 1 poate fi împărţit în trei zone 

(fig. 4. 5 ): 

- zona de transformare perlitică, între A 1 – c; transformarea se 

produce cu difuzie atât a atomilor de carbon cât şi a atomilor de fier; 

- zona de transformare bainitică sau intermediară, aflată între c – 

M s ; transformarea are loc cu difuzie suficientă a atomilor de carbon şi cu 

difuzie insuficientă a atomilor metalici; 

- zona de transformare martensitică, între M s – M f ; transformarea se 

produce fără difuzia atomilor de carbon şi a atomilor metalici.


La curbele prezentate în figura 4. 5 şi figura 4. 6 apar punctele A 1 , 

A 3 , M s şi M f . Aceste puncte nu fac parte intrinsecă din aceste curbe, 

deoarece transformările la care corespund nu sunt în realitate transformări 

izoterme. Cu toate acestea, ele îşi găsesc locul pe o diagramă TTT izotermă, 

întrucât ele definesc cadrul diagramei. Într-adevăr, în diagrama t = f ( ) 

curba TTT propriu-zisă este cuprinsă între două linii orizontale mărginite în 

partea de jos de domeniul martensitic (M s – M f ), respectiv în partea de sus, 

de domeniul de echilibru a austenitei ( A 1 – A 3 ). 

Pentru oţelurile hipoeutectoide curba TTT este limitată superior de 

temperaturile A 1 şi A 3 , curba de început a transformării fiind asimptotică la 

izoterma corespunzătoare punctului A 3 . 

La oţelurile hipereutectoide transformările încep prin formarea 

( separarea ) carburilor, după care urmează transformarea perlitică. Trasarea 

liniei care marchează începutul formării carburilor este, în general, destul de 

delicată, în special dacă austenitizarea a fost efectuată la o temperatură 

inferioară lui A cem , temperatură sub care carburile nu sunt complet dizolvate 

în austenită. Dacă austenitizarea a fost făcută la o temperatură superioară lui 

A cem , linia de început a formării carburilor este asimptotică la orizontala 

corespunzând temperaturii A cem . Liniile care marchează începutul şi sfârşitul 

transformării perlitice sunt amândouă asimptotice la orizontalele 

corespunzând temperaturii A 1 . În domeniul temperaturilor joase, curba TTT 

este limitată de domeniul transformării martensitice. 

Determinarea experimentală a diagramelor TTT izoterme se face, în 

cele mai multe cazuri, prin metoda dilatometrică (fig. 4.4). Se poate utiliza 

şi metoda magnetică. În aceste diagrame sunt indicate durităţile şi domeniile 

de transformare notate cu F, K, P, B ( I ) şi M (F = ferită, K = carburi, P = 

perlită, B = bainită, I = structuri intermediare, M = martensită ). Legătura 

dintre diagramele TTT şi temperaturile de echilibru este stabilită prin 

marcarea temperaturilor A c1 , A c3 , A cem . Aceste temperaturi au fost 

determinate prin metoda dilatometrică, viteza de încălzire fiind de 3 0 C/min. 

Transformarea martensitică este marcată de M s , M 50 şi M 90 (fig. 4.4). 

Factorii ce influenţează diagramele TTT. Asupra formei şi 

poziţiei curbelor TTT influenţează mulţi factori. Dintre aceştia, fără a intra 

în amănunte, vor fi examinaţi pe scurt trei factori esenţiali: compoziţia 

chimică, condiţiile de austenitizare şi segregaţiile. 

Compoziţia chimică. Aproape toate elementele de aliere măresc 

timpul de incubaţie şi încetinesc procesul de transformare. Acţiunea 

diferitelor elemente de aliere este, totuşi, diferită. În figura 4. 7 se arată o 

diagramă TTT cu totul generală, în care fiecare zonă a transformării se

Temperatura, °C 



găseşte în domenii separate de temperaturi. În această figură, direcţiile în 

care curbele TTT sunt deplasate de elementele de aliere sunt reprezentate 

prin săgeţi. Conform compoziţiei chimice, diferitele zone se suprapun sau se 

îndepărtează mai mult sau mai puţin una de alta. 

Fig. 4.7 Influenţa elementelor de 

aliere asupra diagramei 

TTT [2] 

Una din acţiunile cele mai importante a elementelor de aliere este 

pusă în evidenţă prin influenţa lor asupra curbelor TTT. Astfel, în funcţie de 

compoziţia chimică a oţelului, diagramele TTT se pot împărţi în patru clase 

sau grupe ( fig. 4.8 ): 

Fig. 4.8 Reprezentarea simplificată a principalelor 

tipuri de diagrame TTT [2]


1. Diagramele de tip I sunt caracteristice oţelurilor carbon de 

construcţie şi oţelurilor slab aliate cu Ni şi Mn la care timpii minimi de 

incubaţie ai transformării perlitice şi bainitice sunt aceiaşi, iar zonele 

perlitice şi bainitice (intermediare) se suprapun. Structurile care apar în 

diferite zone de temperatură sunt: perlita, sorbita, troostita, bainita. 

2. Diagramele de tip II sunt caracteristice oţelurilor aliate cu Cr–Mo, 

Cr–V, Cr–V–W la care timpii minimi de incubaţie ai transformării perlitice 

şi bainitice au aproximativ aceeaşi valoare, dar transformările au loc la 

temperaturi diferite. Transformarea perlitică are loc la aproximativ 700 0 C, 

iar cea bainitică sau intermediară apare în intervalul 700 – 200 0 C. 

3. Oţelurile complex aliate cu Mn – Ni – Mo – V, sunt caracterizate 

prin diagramele de tip III. La aceste diagrame timpii de incubaţie ai 

transformării perlitice şi bainitice sunt din ce în ce mai bine marcaţi şi 

diferenţiaţi, astfel transformarea bainitică este clar evidenţiată. 

4. Diagramele de tip IV sunt caracteristice oţelurilor bogat aliate, în 

special cu elemente de aliere care formează carburi: Cr, Mo, Ti, V, W. La 

aceste oţeluri apare o întrerupere, foarte bine marcată, între transformarea 

perlitică şi cea bainitică. 

În cazul oţelurilor carbon, conţinutul de carbon are o influenţă 

importantă. La oţelurile hipoeutectoide o creştere a conţinutului de carbon 

deplasează curbele spre dreapta, fără a afecta forma lor, care rămâne aceea a 

unui C. La oţelurile hipereutectoide o creştere a conţinutului în carbon poate 

avea un efect invers, în special dacă austenitizarea nu este suficientă pentru 

a trece toate carburile în soluţia solidă. 

Elementele de aliere, cum rezultă din figura 4.7 , deplasează curbele 

TTT spre dreapta ( cu excepţia cobaltului ) şi în anumite condiţii modifică 

forma lor. Acţiunea lor este cu atât mai evidentă cu cât conţinutul este mai 

ridicat. Elementele de aliere care au tendinţa de a forma carburi (Cr, Mo, W, 

Ti, Nb ) deplasează curbele TTT spre dreapta, fără să apară clar cele două 

vârfuri ale transformării perlitice şi bainitice şi un domeniu mărit de 

stabilitate a austenitei, care separă cele două transformări. Aceste elemente 

pot acţiona în mod diferit asupra celor două domenii. De exemplu, Mo 

deplasează cotul perlitic către dreapta mai mult decât cel bainitic, ceea ce 

poate fi utilizat pentru obţinerea unor oţeluri cu structură bainitică. Aceste 

elemente, fiind alfagene, ridică temperaturile A c1 şi A c3 . Elementele de 

aliere care nu au sau au foarte puţină tendinţă de a forma carburi ( Mn – Ni 

şi în special Cu – Ni ) deplasează curbele TTT spre dreapta fără a modifica 

forma lor în mod deosebit. Elementele fiind gamagene temperaturile A c1 şi 

A c3 sunt coborâte. Cobaltul face excepţie, deplasând curbele spre stânga, cu


toate că nu are tendinţa de a forma carburi şi este gamagen. Borul 

deplasează curbele TTT spre dreapta, el ocupând un loc deosebit deoarece 

caracteristica lui este de a acţiona la un conţinut foarte scăzut ( câteva miimi 

de procente sunt suficiente pentru ca influenţa lui să fie foarte clară ). În 

afară de Co şi Al, toate elementele solubile în austenită duc la scăderea 

punctului M s (de fapt a întregului domeniu martensitic) .Există mai multe 

relaţii empirice prin care se poate calcula M s şi în funcţie de compoziţia 

chimică: 

-relaţia lui ANDREWS : 

Ms =539 - 423C - 30,4Mn - 17,7Ni -12,1Cr -11Si -7Mo [°C] (4.1) 

relaţia fiind valabilă pentru oţeluri slabe aliate cu %C < 0,6; 

-relaţia lui ELDIS : 

Ms =531 -391,2C -43,3Mn -21,8Ni -16,2Cr [°C] (4.2) 

relaţia este valabilă pentru oţeluri care au : %C=0,1÷0,8 ; %Si < 1,5 ; 

%Mn =0,35 ÷1,80 ; %Mo< 0.9 ; %Cr < 1,5 ; %Ni


t a =1300 °C ; τ a =30min → G a


Influenţa incluziunilor şi a precipitatelor. Prezenţa incluziunilor 

exogene sau a precipitatelor preexistente în austenită, influenţează timpii de 

incubaţie constituind centre de germinare sau frânând creşterea grăuntelui 

de austenită (Al, N, carburi, carbonituri) 

Interpretarea unei diagrame TTT izotermă. Ca exemplu se 

consideră diagrama TTT a oţelului 41Cr4 (42C4) prezentată în figura 4.10). 

Oţelul 41Cr4 este un oţel hipoeutectoid (0,41 %C) slab aliat cu crom (0,46 

%Cr) .Compoziţia chimică a probei studiate este întotdeauna indicată ca şi 

condiţiile de austenitizare şi în cazul nostru t a = 850 °C ; τ a = 30 min. 

Grosimea grăuntelui austenitic obţinut în aceste condiţii de austenitizare 

corespunde la indicele G a =9 (aproximativ 3· 10 5 grăunţi/ mm 3 ). Mărimea 

grăuntelui iniţial este determinată prin metode speciale, de exemplu prin 

Fig. 4.10 Diagrama TTT izotermă a oţelului 41Cr4 

(42C4) (atlas IRSID) [1] 

metoda oxidării a lui KOHN . Din diagramă rezultă că domeniile perlitic şi 

bainitic sunt parţial separate .Cele două „nasuri” (domenii de minimă


stabilitate a austenitei) sunt vizibile şi corespund la aproximativ 625 şi 

425°C .Timpii minimi de incubaţie corespunzători acestor temperaturi sunt 

50 şi respectiv 7 secunde. Cele două domenii perlitic şi bainitic sunt 

precedate, până la aproximativ 475 °C, de un domeniu de formare a feritei 

properlitică sau probainitică (proeutectoidă) .Această zonă corespunde la 

intervalul Ar 3 -Ar 1 ,caracteristic oţelurilor hipoeutectoide ,dar aici formarea 

feritei are loc pe cale izotermă. Punctul Ms -limita superioară a domeniului 

martensitic -este la aproximaiv 310 °C (Ms=305°C după relaţia lui 

ANDREWS şi 300°C după cea a lui ELDIS). Domeniul bainitic nu a fost 

studiat sub punctul Ms, cu toate că el există. 

La o menţinere la 600°C timpul de incubaţie este t 0 =15s pentru 

formarea feritei properlitice. Transformarea perlitică începe după 50s. 

Transformarea austenitei este terminată după aproximativ 15min, oţelul 

fiind constituit atunci din ferită (F) şi din perlită (F+C) ,cu o duritate de 30 

HRC. Pe diagramă apare şi curba întreruptă care arată transformarea a 50% 

din austenită în cazul analizat mai sus: după aproximativ 200 s, la 600°C 

austenita s-a transformat în proporţie de 50%. 

La o menţinere la 500°C (Bs= 550°C) timpul de incubaţie este de 

10s. Formarea bainitei începe după 15 s, cea a perlitei după 300 s şi 50% 

austenită a fost transformată după 1000 s. Sfârşitul transformării nu este 

indicat pe diagramă (>10 5 s). 

La o menţinere la 350°C timpul de incubaţie este to=10s; nu se 

formează ferită liberă. Transformarea este numai bainitică şi se termină 

după t 1 510 4 s . 

Pentru oţelurile hipoeutectoide, transformarea austenitei (cel puţin 

pentru T i suficient de înalte) debutează prin formarea feritei. Curba de 

început de transformare a domeniului feritic este asimptotică izotermei A c3 , 

iar curba de sfârşit de transformare este asimptotică izotermei A c1 . 

Pentru oţelurile hipereutectoide , transformarea austenitei începe 

prin precipitarea (separarea) carburilor, dar curba de început a formării 

carburilor nu este întotdeauna indicată pe toate diagramele TTT. 

4.2 Diagramele TTT la răcire continuă 

Diagramele TTT izotermice, studiate anterior, se aplică numai la 

tratamentele termice la care transformarea austenitei se desfăşoară la 

temperaturi constante ( recoacere izotermă, călire izotermă ). În practica


tratamentelor termice, un mare număr de transformări au loc la răcire 

continuă, care este caracterizată de variaţia temperaturii pe durata 

transformării, deci de viteza de răcire ( v r = dt / d ) . Astfel, de exemplu, la 

toate procesele de călire, la care se utilizează uleiul sau apa la răcire sau în 

cazul majorităţii recoacerilor, avem de-a face cu răciri continue. 

Austenita, în aceste condiţii de răcire, nu se transformă la o 

temperatură constantă, transformarea având loc într-un interval de 

temperaturi, mai mult sau mai puţin larg. La răciri continue pot apare 

simultan structuri ale diferitelor trepte de subrăcire, de exemplu bainită 

lângă perlită, martensită lângă bainită sau chiar perlită + bainită + 

martensită. Pentru stabilirea cantitativă a fenomenelor de transformare, în 

cazul răcirii continue, nu sunt adecvate diagramele TTT izoterme. Pentru 

acestea s-au elaborat şi întocmit diagramele TTT de transformare a 

austenitei la răcire continuă care, de obicei, sunt trasate în coordonate: 

temperatură-timp (lg) şi indică, pentru fiecare lege de răcire continuă, 

punctele de început şi de sfârşit ale formării unui anumit constituent 

structural. În acest caz domeniul martensitic face parte integrantă din 

diagramă (punctele M s şi M f ), iar originea timpului este considerată ca fiind 

începutul răcirii, plecând de la temperatura de austenitizare. La intersecţia 

curbelor de răcire cu curbele de sfârşit ale transformărilor, pe diagramă apar 

cifre care indică procentul de austenită transformat în domeniul imediat 

superior; de asemenea la capătul curbei de răcire este indicată duritatea 

caracteristică structurilor obţinute după răcire. 

Diagramele TTT la răcire continuă pot fi trasate şi în alte sisteme de 

coordonate, astfel că cele mai reprezentative moduri de trasare se vor arata 

în continuare. 

ROSE şi colaboratorii [7] au adoptat ca origine a timpului, 

momentul trecerii prin temperatura Ac 3 , figura 4.11. Acest mod de 

reprezentare permite compararea diferitelor legi de răcire ale unui oţel, 

plecând de la diferite temperaturi de austenitizare. 

O altă metodă pusă la punct de LIEDHOLM [8] se bazează pe 

întreruperea răcirii epruvetelor JOMINY, prin călire în apă, după durate 

variabile. Acest lucru permite, cunoscând curbele de răcire ale diferitelor 

puncte ale epruvetei, determinarea temperaturii de început şi sfârşit de 

transformare, prin măsurări de duritate şi analiză structurală. O astfel de 

diagramă trasată de BLICWEDE şi HESS este arătată în figura 4.12 . Un alt 

mod de reprezentare a diagramele TTT la răcire continuă este de a pune în 

abscisă durata de răcire între anumite temperaturi, exemplu: , . 

700 

300 

800 

500

Temperatura, [C] 

Temperatura, [C] 


Austenitizat la 870°C; durata de menţinere 8 mIn ; încălzire 3min 

A c3 

A c1 

Timp [s] 

Fig. 4.11 Curbele TTT la răcire continuă ale unui oţel 42MnV7 [7] 

Durata de răcire începând de la 843°C [s] 

Fig. 4.12 Curbe TTT la răcire continuă- trasate după metoda « Jominy 

întreruptă » (oţel cu 0,44%C; 1,04%Mn; 1,13%Cr; 

0,15 %Mo) [8] 

Curba de răcire este, în acest caz, înlocuită cu o valoare unică care este 

durata considerată, iar punctele caracteristice transformărilor sunt pe 

verticala corespunzătoare. Un astfel de exemplu este arătat în figura 4.13. 

Pentru a facilita utilizarea diagramelor TTT la răcire continuă,

Temperatura [C] 


Austenitizat la 860°C; durată de menţinere 30 min; durata de încălzire 35 min 

Durata de răcire între 800 şi 500°C [min] 

Fig. 4.13 Curbe TTT la răcire continuă, având în abscisă durata de 

răcire între 800 şi 500 o C (oţel cu 0,,22 %C; 1,5% Mn; 

0,33% Cr şi 0,19% Mo) [9] 

British Steel C. a adoptat o metodă de reprezentare , care are în abscisă 

diametrele unor bare călite în aer, apă, ulei, figura 4.14; temperaturile de 

început şi de sfârşit ale transformărilor corespund centrului barelor, iar 

pentru alte puncte de pe secţiune se utilizează diametrele echivalente. 

Diagramele TTT la răcire continuă dau informaţii despre structurile 

corespunzătoare diferitelor legi de răcire continuă a austenitei, care acoperă 

un domeniu al vitezelor de răcire începând de la răciri lente 

corespunzătoare formării feritei , până la răciri rapide corespunzătoare 

formării martensitei. Astfel, în ordine crescătoare ale vitezelor de răcire, 

structurile corespunzătoare sunt: ferita (F), perlita (P), sorbita (S), troostita 

(T), bainita (B) şi martensita (M). 

Viteza la care în structură apare martensita, se numeşte viteză 

critică inferioară (v ci ); la această viteză îi corespunde o structură total 

troostitică. Viteza la care nu mai are loc transformarea de tip perlitic şi de la 

care se formează numai martensită se numeşte viteză critică superioară, 

căreia, în mod obişnuit, i se spune viteză critică ( v c ). 

Perlita (P), sorbita (S) şi troostita (T) sunt amestecuri mecanice de 

ferită şi cementită însă cu un grad de dispersie dependent de gradul de 

subrăcire (vezi tab. 5.2). 

Gradul de dispersie este caracterizat prin distanţa dintre lamelele de

Temperatura [C] 

HV 


HRC 

Fig.4.14. Curbe TTT la răcire continuă având în abscisă 

diametrele epruvetei (oţel cu 0,36 % C; 

0,8 % Mn ; 1 % Cr; 0,2 % Mo ) [10 ]. 

cementită şi perlită, 0 care, este de fapt suma grosimii lamelelor de 

cementită şi ferită. 

Pentru viteze de răcire mai mari de v ci , numai o parte din austenită 

se va transforma în structuri de natura perlitei, cealaltă parte se suprarăceşte 

şi mai mult şi se transformă în martensită ( M ) la temperaturi mult mai 

joase ( M s ). La mărirea în continuare a vitezei de răcire, transformarea 

perlitică este frânată treptat şi cantitatea de produse ale acestei transformări 

scade, în schimb, martensita apare în cantităţi din ce în ce mai mari. 

Duritatea oţelului creşte pe măsură ce se măreşte viteza de răcire de la 

temperatura de austenitizare. 

Pentru trasarea diagramelor TTT la răcire continuă s-au propus mai 

multe metode, care pot fi împărţite în metode teoretice şi metode 

experimentale.


Metodele teoretice permit determinarea curbelor TTT la răcire 

continuă din curbele TTT izotermice prin calcul, folosind anumite ipoteze. 

Metodele experimentale utilizează cel mai adesea analizele: 

dilatometrică şi termomagnetică. 

Pentru întocmirea unor diagrame TTT pe cale dilatometrică se 

introduc probe mici din oţelul de cercetat într-un dilatometru unde se 

încălzesc la temperatura de austenitizare, se menţin un anumit timp, după 

care sunt răcite. Vitezele de răcire se modifică de la probă la probă, variind 

între viteza de răcire în apă ( 2000 0 C / min. ) şi 0,1 0 C / min. Într-o diagramă 

temperatură-timp logaritmic, sunt reprezentate după aceea diferitele curbe 

de răcire ale probelor dilatometrice. Pe fiecare curbă de răcire sunt notate 

punctele de transformare determinate din curbele dilatometrice respective. 

Punctele de transformare (de început şi de sfârşit, uneori şi cele cu 50 % 

transformare) corespunzătoare, de pe diferitele curbe de răcire, sunt unite 

într-o curbă continuă. Pentru completare, se măsoară duritatea şi se studiază 

microstructura. Duritatea şi proporţiile cantitative ( procentuale ) ale 

diferiţilor constituenţi structurali sunt notate pe diagramă. În felul acesta se 

obţine o diagramă care reprezintă transformarea austenitei subrăcite la 

răcirea continuă de la temperatura de austenitizare. O astfel de diagramă nu 

este citită de la stânga la dreapta pe izoterme, aşa cum este cazul diagramei 

TTT izoterme, ci de-a lungul curbelor de răcire înscrise pe ea. 

Cele arătate vor fi lămurite pe baza unui examen real al oţelului cu 

compoziţia: 0,25% C; 1,4%Cr; 0,5 % Mo şi 0,25 % V . 

În figura 4. 15 se prezintă o curbă dilatometrică a acestui oţel, la care 

Fig. 4.15 Curba dilatometrică a unui 

oţel slab aliat cu 0,25% C; 

1,4% Cr; 0,5% Mo şi 

0,25% V [4]. 

vitezele de încălzire şi de răcire au fost de 4 0 C/min. Din punctele de 

inflexiune rezultă următoarele temperaturi de transformare: 

A c1 = 770 0 C; A i r1 = 695 0 C ( începutul formării perlitei ).


A c3 = 825 0 C; A s r1 = 625 0 C ( sfârşitul formării perlitei ). 

A r3 = 770 0 C; A rz = 455 0 C ( începutul formării bainitei ). 

După răcire la + 20 0 C oţelul a avut o duritate de 218 HB. Structura a 

fost formată din 55 % ferită, 15% perlită şi 30 % bainită . Curba de răcire a 

acestei probe dilatometrice înscrisă într-o diagramă temperatură – timp este 

reprezentată în figura 4. 16. Curba porneşte de la 825 0 C şi nu de la 1000 0 C, 

care a fost temperatura de austenitizare. Pe curbă sunt înscrise: punctele de 

transformare luate de pe curba dilatometrică, structura – 55 % ferită şi 15 % 

perlită ( restul până la 100 % este întotdeauna bainită , martensită şi 

austenită reziduală ), precum şi duritatea HB. Această curbă dă, prin 

urmare , o privire generală asupra relaţiilor cantitative şi calitative care 

Fig. 4.16 Curba de răcire a probei 

dilatometrice din figura 

4.15 cu indicarea punctelor 

critice, a constituenţilor 

structurali şi a durităţii HB 

[4] 

apar la transformarea oţelului încălzit la 1000 0 C, în timpul răcirii cu 4 0 C / 

min. Această curbă, precum şi altele 11, dau prin unirea punctelor de egală 

semnificaţie, diagrama TTT pentru răcirea continuă a oţelului, reprezentată 

în figura 4.17. Proba 1 care a fost călită în apă de la 1000 0 C a prezentat 

numai punctul de transformare martensitică la M s =370 0 C. Structura constă 

din 100 % martensită aciculară cu o duritate de 500 HB. Şi la proba 2, răcită 

în aer suflat, s-a obţinut o structură complet martensitică cu o duritate mai 

mică, 414 HB. Probele 3 şi 4 au fost răcite în aer cu viteze diferite. S-a 

obţinut o structură bainitică cu conţinuturi diferite de martensită. Duritatea a 

scăzut la 367 HB, respectiv 305 HB. Probele 5 ÷ 8 au fost răcite în cuptor cu 

viteze diferite. În acest caz s-a separat o cantitate din ce în ce mai mare 

de ferită ( 3; 5; 15 respectiv 45 % ) proeutectoidă. Restul de austenită s-a 

transformat la 550 0 C în bainită. Cu creşterea conţinutului de ferită, a 

scăzut şi duritatea la: 298, 290, 286 şi respectiv 259 HB. Probele 9 ÷ 12 au 

fost răcite cu ajutorul unui regulator de temperatură cu program, cu viteze 

de răcire de 4; 2; 1,5 respectiv 1 0 C / min. La răcirea cu 4 0 C / min. s-a


Fig. 4.17 Diagrama TTT la răcirea continuă a oţelului cu 0,25% C; 

1,4% Cr; 0,5% Mo; şi 0,25% V [4]. 

format pentru prima dată perlită ( 15 % ), la suprafeţele limită ferită – 

austenită. La răcirea cu 2 0 C / min., procentul de perlită a crescut la 30 %, iar 

răcirea cu 1,5 0 C / min. structura epruvetei este ferită ( 5,5 % ) şi perlită ( 

45 % ), bainita dispărând complet. La proba răcită cu 1 0 C / min. este 

prezent acelaşi raport între ferită şi perlită, perlita fiind însă, în mică măsură, 

globulizată. După cum se poate constata din diagramă, în acest domeniu de 

răcire duritatea a scăzut în continuare şi anume de la 218 HB, cu valorile 

intermediare de 195 şi 188 HB, la 184 HB. În acest domeniu de viteze de 

răcire, de la călirea în apă până la 1 0 C / min. au fost cuprinse toate 

structurile. Ca atare, la o anumită piesă răcită, atunci când mersul răcirii la 

locul interesat este măsurat sau calculat, se poate prevedea structura care va 

apare, duritatea şi rezistenţa ei precum şi poziţia punctului de transformare. 

O altă exemplificare a procesului de transformare continuă este 

prezentată în figura 4. 18 pentru oţelul 42MnV7. În diagramă se disting trei 

domenii: domeniul formării feritei şi perlitei, care se obţine la viteze de 

răcire mai lente; domeniul formării martensitei, la viteze de răcire foarte 

mari şi domeniul intermediar, plasat între cele două domenii. Diagramele 

TTT la răcire continuă se citesc numai în lungul curbelor de răcire. La 

răcirea mai lentă, la 700 0 C, după 2 10 4 s se formează perlita. Formarea


Fig. 4.18 Diagrama TTT la răcire continuă a oţelului 42 MnV 7[2] 

perlitei se termină la 640 0 C după 4 10 4 s. Constituenţii structurali au o 

duritate de 220 HB, structura fiind formată din 20 % ferită şi 80 % perlită. 

La viteze de răcire mai mari ( curbele cu durităţile 22 şi 24 HRC ), 

temperaturile de transformare scad. În acelaşi timp scade cantitatea de ferită 

şi creşte cantitatea de perlită. La răcirea corespunzătoare curbei cu duritatea 

de 28 HRC, după 80 s începe formarea feritei la 675 0 C; la 610 0 C, după 

150s începe formarea perlitei; la 510 0 C după ce s-a format 60 % perlită, 

transformarea perlitică se opreşte şi este înlocuită cu o transformare în 

domeniul intermediar ( bainitic ); după 800 se formează circa 20 % 

constituenţi de natura bainitei. Cantitatea de austenită rămasă ( 10 % ), 

îmbogăţită în carbon, se transformă la 245 0 C în martensită. Duritatea probei 

este de 28 HRC. La viteze de răcire mari ( curba cu 34 HRC ), timpul de 

răcire până la 600 0 C fiind mai puţin de 30 s, nu mai apare ferita şi perlita, la 

550 0 C începe transformarea austenitei în structuri intermediare. Răcirea 

continuă care asigură ca în 8 s proba să ajungă la 400 0 C duce la formarea 

martensitei cu o duritate de peste 60 HRC. 

Temperatura punctului M s la diagramele TTT scade dacă răcirea a 

fost precedată de transformarea intermediară sau de formarea feritei sau a 

perlitei . În cazul oţelului 42MnV7 punctul M s scade de la 310 0 C la 240 0 C. 

Scăderea temperaturii punctului M s este datorată îmbogăţirii în carbon a 

austenitei datorată separării feritei proeutectoide. Temperaturile M s la


diagramele TTT la răcire continuă şi izotermă sunt aceleaşi, cu condiţia ca 

viteza de răcire să fie mai mare decât viteza critică. Temperaturile 

corespunzătoare formării a 50% sau a 90 % martensită, la răcirea continuă, 

nu sunt aceleaşi ca la transformările izoterme. La răcirea continuă acestea 

sunt, în general, mai scăzute şi sunt dependente de viteza de răcire. 

Pentru obţinerea unei diagrame TTT la răcire continuă sunt necesare 

10 ÷ 12 curbe de răcire. Aceste curbe de răcire sunt trecute pe diagrame ca 

parametri. Originea axei timpului este considerată trecerea prin punctul A c3 . 

Prin aceasta se pot compara şi diagramele unui oţel care au fost construite la 

temperaturi de austenitizare diferite. Duritatea, care se măsoară la 

terminarea răcirii, se indică la capătului curbei. 

Domeniul de transformare se notează la fel ca la diagramele TTT 

izoterme. Cantitatea de structură formată este indicată la intersecţia curbei 

de răcire cu limita inferioară a domeniului respectiv. 

Ca şi curba de transformare izotermă, curba de transformare la răcire 

continuă este situată în întregime sub domeniul de echilibru al soluţiei solide 

. Zona situată în stânga curbei de început de transformare constituie 

domeniul de stabilitate al austenitei suprarăcite. Cu cât acest domeniu este 

mai mare cu atât şi călibilitatea ( adâncimea de călire ) este mai mare. 

Tot ce s-a spus despre influenţa elementelor de aliere asupra 

transformării izoterme rămâne valabil în cazul transformărilor la răcire 

continuă, cu unele observaţii. Elementele gamagene ca Ni şi Mn deplasează 

curba în jos şi spre dreapta. Elementele alfagene Cr, Mo, Ti, care urcă 

punctele de transformare A c1 şi A c3 şi care deplasează curba spre dreapta, au 

tendinţa de a face să apară cele două domenii de transformare, perlitică şi 

bainitică. 

Creşterea temperaturii şi a duratei de austenitizare duc la mărirea 

stabilităţii austenitei şi curbele TTT vor fi deplasate spre dreapta. 

În timpul răcirii continue, austenita se transformă în aceeaşi 

constituenţi: perlită, sorbită, bainită şi martensită, ca şi în cazul răcirii 

izoterme. 

În diagrama TTT la răcire continuă, viteza de răcire este factorul 

hotărâtor. Coordonatele celor două diagrame sunt la fel: temperatura şi 

timpul ( timpul în scară logaritmică ). Diagramele TTT la răcire continuă se 

citesc de-a lungul curbelor de răcire, de unde se pot citi: temperatura, 

structura în procente şi duritatea, iar viteza de răcire se poate calcula. 

Figura 4. 19 arată raportul dintre diagrama de echilibru ( a ), curbele 

TTT izoterme ( b ) şi curbele TTT la răcire continuă ( c ) pentru un oţel


hipoeutectoid cu 0,45 %C. Pe diagrama ( c ) s-au trasat curbele pentru 

diverse diametre ale epruvetelor şi diferite medii de răcire. 

Pentru acelaşi oţel şi în condiţii de austenitizare identice, 

începuturile transformării austenitei la răcire continuă sunt deplasate în jos 

şi la dreapta în raport cu transformarea în condiţii izoterme. Astfel la răcire 

continuă timpul de incubaţie este mai lung, aşa cum se poate observa şi în 

figura 4.19 b) şi c). 

Diagramele TTT la răcire izotermă şi continuă, pe care le-am 

prezentat sumar, anterior, sunt date pentru numeroase calităţi de oţeluri în 

atlase speciale. Amintim câteva: “ Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle ” 

Fig. 4.19 Comparaţie între diagrama de echilibru ( a ) şi diagramele 

TTT la răcire izotermă ( b ) şi continuă ( c ) [2]. 

elaborat de Institutul Max Planck din Germania; “ Courbes de 

transformation des aciers de fabrication française ” elaborat de I. R. S. I. D. 

Paris; “ Atlas of isothermal transformation diagrame ”, S. U. A., ş.a. 

Trebuie remarcat că toate diagramele TTT la răcire continuă din 

aceste atlase sunt valabile exact numai pentru şarjele indicate şi în condiţiile 

de încercare prezentate. Dacă se modifică aceşti factori, se modifică şi 

diagrama, în măsură mai mare sau mai mică. Modificările se constată şi la 

diferitele şarje ale aceluiaşi oţel, iar calităţile metalurgice, precum şi 

tratamentele termice şi mecanice anterioare, cum sunt: gradul de deformare 

(de coroiaj), greutatea lingoului, segregaţiile, structura iniţială, etc., 

influenţează modul de transformare. Astfel de diagrame arată, însă, 

comportarea la transformare a unui oţel numai cu o anumită aproximaţie şi 

acest lucru trebuie să fie clar la utilizarea lor în practica tratamentelor


termice deci ele nu trebuie considerate ca diagrame care dau indicaţii 

absolut exacte, ci ca o bază necesară în vederea cunoaşterii transformărilor 

care au loc. 

4.3 Aplicaţiile practice ale diagramelor TTT 

Diagramele TTT au o importanţă foarte mare nu numai teoretică ci şi 

practică. Pe baza diagramelor TTT izoterme s-au stabilit noi cicluri de 

tratamente termice, comportând menţineri izoterme la temperaturi 

convenabil alese; s-au putut efectua transformări care să ducă la obţinerea 

unor structuri uniforme în toată masa piesei, astfel obţinându-se piese cu 

structuri perlitice sau bainitice. 

Utilizând diagramele TTT izoterme se va putea realiza uniformizarea 

temperaturii în tot volumul piesei, pentru a se evita deformările şi fisurile în 

timpul transformării martensitice. 

Recoacerea izotermă ( perlitică ) asigură obţinerea de structuri 

uniforme în tot volumul produselor, cu o durată a ciclului scurtă. De 

asemenea asigură o bună prelucrabilitate, în special la produsele forjate. 

Recoacerea obişnuită este mai lungă, uneori menţinerile îndelungate putând 

determina formarea structurilor în benzi. Prin recoacerea izotermă se poate 

înlătura acest neajuns. Astfel cu ajutorul diagramelor TTT izoterme se pot 

stabili intervale de temperaturi optime, pentru ca durata ciclului să fie 

minimă ( fig. 4. 20 ). 

La oţelul 28NiCrMo74 (30MoCrNi20), utilizat pentru confecţionarea 

de piese de dimensiuni mari, formarea perlitei începe după 25 de 

minute şi se termină după 220 de minute, la o temperatură de 660 0 C. La o 

creştere a temperaturii cu numai 30 0 C, formarea perlitei începe după 40 de 

minute şi necesită 1400 de minute pentru transformarea completă. 

Cu ajutorul diagramelor TTT se pot stabili, de asemenea, parametrii 

de temperatură şi durată ai călirii izoterme şi ai călirii în trepte 

(martempering). 

Un câmp foarte mare de aplicaţii îl au diagramele TTT la răcire 

continuă. În practică se pun, de multe ori, următoarele două probleme: 

a) alegerea unei calităţi de oţel, pentru o piesă de dimensiuni 

cunoscute, care în urma tratamentului termic să permită obţinerea unor 

caracteristici mecanice date; 

b) alegerea unui tratament termic pentru o piesă fabricată dintr-o 

calitate de oţel cunoscută, pentru a obţine anumite caracteristici mecanice.


Fig. 4.20 Tratamente izoterme aplicate oţelului 28 NiCrMo 74 

(echivalent cu 30 MoCrNi 20) [2]. 

Curbele de transformare la răcire continuă permit să se răspundă 

uşor la aceste probleme, cu condiţia cunoaşterii curbei de răcire. În primul 

caz ( a ) este suficient a suprapune curba sau curbele de răcire pe diagramele 

TTT la răcire continuă a diferitelor calităţi de oţel, până ce se obţine în 

partea de jos a curbei sau a curbelor de răcire respective, duritatea dorită. În 

al doilea caz ( b ) este suficient de a se vedea pe diagramele TTT care este 

curba de răcire care permite să se obţină structura şi caracteristicile dorite. 

Astfel, tratamentul termic va trebui să fie căutat în aşa fel încât condiţiile de 

răcire ale piesei să fie pe cât posibil apropiate de curba astfel determinată. 

În cele două cazuri arătate mai sus, trebuie să se ţină seama şi de 

evoluţia proprietăţilor structurii considerate în timpul revenirii. De aceea, în 

cele mai multe atlase cu diagrame TTT se reprezintă, în plus, curbe de 

călibilitate JOMINY realizate după revenirea la două sau mai multe 

temperaturi diferite. Aceste curbe dau o idee asupra comportării la revenire 

a diferitelor structuri, posibil a fi obţinute prin răcire, ale oţelului considerat. 

Utilizarea curbelor de transformare la răcire continuă este, deci, 

foarte uşoară dacă se dispune de o serie de curbe de răcire a pieselor pentru 

diferite condiţii de tratament. Folosirea lor este şi mai uşoară dacă curbele 

de răcire sunt trasate pe o folie transparentă şi reprezentate la aceeaşi scară 

cu diagramele TTT.

T e m p e ra tu ra , °C 


În figurile 4.21 şi 4.22 se dau două exemple de curbe de răcire 

construite pe material transparent (folie) pentru răcirea în ulei , în aer şi apă 

a unor probe cilindrice de diferite diametre. 

a) b) 

Fig. 4.21 Curbele de răcire ale unor epruvete rotunde cu diametre D, diferite, 

încălzite la 850 0 C şi răcite în ulei ( a ) şi aer ( b ) [2]. 

Pentru a cunoaşte duritatea şi natura constituenţilor formaţi, în 

centru şi în apropiere de suprafaţă, în timpul tratamentului unei epruvete 

rotunde de diametru dat este, deci, suficient de a aşeza curbele de răcire 

peste diagrama TTT a oţelului respectiv. Intersecţia acestor curbe de răcire 

cu curba de transformare şi cu diferitele domenii traversate dă o idee asupra 

constituenţilor formaţi în timpul tratamentului termic, cât şi asupra 

structurii şi distribuţiei ei procentuale. Duritatea se citeşte sub curba de 

răcire. Ca exemplu de aplicare a curbelor de răcire a epruvetelor rotunde, 

trasate pe material transparent, în figura 4. 23 se reprezintă curbele de răcire 

în aer, trasate pe material plastic, suprapuse pe diagrama TTT la răcire 

continuă a unui oţel similar cu 34 MoCrNi 15. Citind durităţile de sub 

curbele de răcire se poate trasa curba reprezentând, de exemplu, variaţia 

durităţii în centru, în funcţie de diametrul epruvetei ( fig. 4.24 ).

T e m p e ra tu ra , ° C 




T im p u l, s 

a) b) 

T im p u l, s 

Fig. 4.22.Peocesul de răcire ,al 

unei epruvete din oţel 

( 34Cr4) în: apă, ulei şi 

aer; a) Φ28; b) Φ48; 

c) Φ95 [2]. 

c) 

T im p u l, s 

Fig. 4.23 Suprapunerea curbelor de 

răcire în aer peste diagrama 

TTT la răcire continuă a 

oţelului 34MoCrNi15 [2]


Fig. 4.24 Variaţia durităţii în centrul probei, în funcţie de 

diametru, în cazul răcirii în aer şi ulei ( căliri ) [2] 

Determinarea călibilităţii .Tot cu ajutorul curbelor TTT se poate 

aprecia călibilitatea unui oţel, prin estimarea vitezei critice de călire, care 

reprezintă viteza minimă de răcire care asigură obţinerea unei structuri 

complet martensitice (viteza critică superioară). Curba de răcire 

corespunzătoare vitezei critice este tangentă la curba de început a 

transformării din diagrama TTT la răcire continuă. 

Dacă se pleacă de la diagrama TTT la răcire continuă (fig. 4.25), 

a ) 

b ) 

Fig. 4.25 Determinarea vitezei critice de călire, răcire: a) de laAc 1 ; b) de la t pf [2]. 

viteza critică, apreciată conform figurii 4.25 b), este dată de relaţiile : 

v 

c 

A 

t 

1 min 

(4.4) 

τ 

min


în care: A 1 este temperatura punctului critic la încălzire ; 

t min - temperatura de stabilitate minimă a austenitei ; 

τ min - durata de stabilitate minimă a austenitei . 

Dacă se pleacă de la o diagramă TTT izotermă, viteza critică se 

calculează cu relaţia : 

v 

c 

A 

t 

1 min 

(4.5) 

1. 

5 τ 

min 

în care 1,5 este mărirea duratei transformării la răcire continuă faţă de 

transformarea la menţinere izotermă. 

Rezultatele obţinute cu diagramele TTT izoterme în determinarea 

vitezei critice de călire, se încadrează apreciabil în limitele erorilor 

experimentale. Determinarea vitezei critice se poate face şi plecând de la 

familia curbelor de răcire plasate pe diagrama TTT la răcire continuă, fie 

direct, fie cel mai adesea prin interpolarea între două curbe învecinate. În 

figura 4.26 se arată schematic modul de determinare a vitezei de răcire 

critice pentru două mărci de oţel: 50CrMo4 şi 35NiCr15 . 

Fig. 4.26 Determinarea vitezei critice [1] 

Pentru oţelul 50CrMo4 viteza critică corespunde curbei întrerupte, 

care nu face parte din familia de curbe experimentale, în acest caz se poate 

utiliza fără mari inconveniente, curba de răcire situată imediat la dreapta şi 

care nu determină formarea unei cantităţi de bainită inferioară mai mare de 

1% . 

Din diagrama TTT la răcire continuă a oţelului 50CrMo4 rezultă şi :


(v 700 r ) I = 35 °C/s şi (Δ 300 

) 

700 I =25 s, respectiv (v 300 

) =16 °C/s; 

700 

Pentru marca 35NiCr15 viteza critică aparţine familiei de curbe de 

răcire experimentală , iar din diagrama TTT la răcire continuă a sa, rezultă : 

(v 700 r ) I = 0,8 °C/s şi (Δτ 300 

) 700 I 1000s, respectiv (v 300 

700 

) = 0,4 °C/s . 

Se observă că oţelul 35NiCr15 are o viteză critică mai mică şi ca 

urmare călibilitatea este mai mare, intervalul de stabilitate minimă a 

austenitei fiind şi el mai mare. 

Determinarea vitezei critice este aproximativă, având în vedere 

faptul că determinările experimentale ale curbelor TTT sunt şi ele 

aproximative . 

Pentru anumite aplicaţii este important de a putea reprezenta legea 

de răcire printr-un singur parametru suficient de semnificativ. În general se 

utilizează : 

-fie viteza de răcire momentană la 700 °C exprimată cu relaţia: 

(v ) 

700 dt 

( 

) 

r 

d 

(4.6) 

700 

-fie intervalul de timp necesar pentru răcirea de la 700 °C la 300 °C 

(intervalul mediu în care este posibil să apară transformări cu 

300 

difuziune: ( ) 700 

(fig. 4.27). 

Caracterizarea legii de răcire poate fi făcută şi cu viteza medie : 

300 

700 

400 

= 

( τ ) 

V (4.7) 

300 

700 

Pe baza unui număr mare de încercări experimentale s-au determinat 

300 

formule pentru calculul (V r ) 700 şi ( care au forma : 

) 700 

lg ( v ) 

r 700 

α β lg d 

(4.8) 

300 

lg( t ) α β lg g 

(4.9) 

700


Fig. 4.27 Parametrii răcirii [1] 

în care: d şi g sunt diametrul cilindrului, respectiv grosimea piesei; 

α, β - coeficienţi dependenţi de mediul de răcire şi de punctele 

piesei considerate. 

Pe baza acestor formule, s-au construit nomograme, dintre care cele 

mai utilizate sunt nomogramele CREUSOT-LOIRE şi nomograma OTUA 

300 

care permit determinarea lui (V r ) 700 , respectiv f ( D , H , ) . 

Această ultimă nomogramă este reprezentată simplificat în figura 4.28. 

700 

r 

R 

Fig. 4.28 Nomograma OTUA [1]


Ca exemplu s-a stabilit, plecând de la nomograma OTUA, 

300 

următoarele relaţii pentru , în centrul unei bare rotunde austenitizate la 

700 

850°C, pentru trei medii clasice de răcire : 

-apă : lgΔτ(s)=1,568 lg d (mm) -1,02 ; (4.10) 

-ulei : lgΔτ(s) =1,372 lg d (mm) - 0,331 ; (4.11) 

-aer : lgΔτ(s)=0,961lg d (mm) + 1,516 ; (4.12) 

Exemplu : Vitezele de răcire medii între 700 şi 800 °C în centrul unei bare 

cu Φ100mm, sunt pentru cele trei medii respectiv: 10 4 , 510 3 şi 510 2 °C/h. 

Exemplul dat în figura 4.28 corespunde răcirii unei bare cilindrice cu 

Φ 100 mm în ulei (H=0,015mm -1 300 

) şi pentru care rezultă = 250s). 

700 

Pe baza curbelor TTT la răcire continuă (notate în unele lucrări cu 

TRC) se poate obţine pentru fiecare marcă de oţel o curbă HV (sau HRC) = 

= f(lgΔτ). În figura 4.29 se prezintă o astfel de curbă pentru oţelul 41Cr4; 

300 

parametrul de răcire este . Folosirea acestor curbe împreună cu 

700 

nomograma OTUA sau cu relaţiile analitice prezentate mai sus, permite 

rezolvarea simplă a unor probleme legate de călire. 

Fig. 4.29 Curba HRC pentru oţelul 41Cr4 [1] 

Exemplu : se cere determinarea diametrului maxim a unei bare rotunde din 

41Cr4 având o duritate mai mare de 40HRC în centru, după călire în apă 

(H=1in -1 ) şi în ulei (H=0,6in -1 ). 

Din figura 4.29 rezultă că pentru aceasta trebuie realizată în centru o 

valoare a lui Δτ inferioară la 275s. Relaţiile date mai sus permit calculul 

diametrelor limită pentru călire în apă şi ulei : respectiv 150 şi 100 mm.


Pentru a uşura rezolvarea unor asemenea probleme ,diagramele TTT 

300 

la răcire continuă au fost construite în coordonatele: (T; ). 

700 

Diagramele TTT la răcire continuă au fost construite pe baza unor 

încercări experimentale, la care probele au fost răcite după o lege 

newtoniană. În practica tratamentelor termice produsele se răcesc, în diferite 

medii, după diferite legi care diferă de legile de răcire care au stat la baza 

construirii curbelor TTT. 

Curbele de răcire în aer, abstracţie făcând de efectul termic al 

transformării, se abat foarte puţin de la legea de răcire a lui Newton. La 

răcirea în ulei şi apă, aceste diferenţe sunt mari; în apropierea suprafeţei 

până la temperaturi sub 400 0 C curbele de răcire se apropie de curbele 

dilatometrice, sub 400 0 C vitezele de răcire influenţează neesenţial procesele 

de transformare. În miezul probelor răcirea de la temperaturi înalte are loc 

mai lent până la 500 0 C, decât diagramele etalon; în intervalul 600 – 700 0 

C răcirea este mai rapidă, iar sub 400 0 C este din nou mai lentă. Dar aceste 

abateri nu sunt suficient de mari pentru a modifica transformările care au 

loc. 

La fiecare viteză de răcire dată, în diagrama TTT, corespunde o 

anumită stare structurală, caracterizată prin natura şi cantitatea 

componenţilor structurali care au o anumită duritate. Şi invers: dacă într-un 

anumit loc al piesei, structura şi duritatea sunt suficient de apropiate de cele 

indicate de o anumită curbă de răcire, atunci procesul de răcire al acelui loc 

este dat de acea curbă de răcire. Aceste corelaţii au fost demonstrate 

experimental de A. ROSE care a utilizat o probă cilindrică, din oţelul 37 

MnSi 5, cu diametrul de 50 mm, prevăzută cu termocupluri la distanţele de 

1; 5; 10; 15 şi 25 mm de la suprafaţa răcită, care după ce a fost încălzită în 

prealabil, a fost răcită în apă. Apoi s-a secţionat proba şi s-au determinat 

duritatea şi structura în punctele considerate. Pe diagrama TTT a oţelului 37 

MnSi 5 (fig.4.30) , după ce s-au suprapus curbele de răcire respective, s-au 

identificat curbele care asigură aceleaşi structuri şi aceleaşi durităţi: 0, I , II, 

III şi IV. Aceste curbe de răcire corespund suficient de bine cu curbele 

determinate experimental pe proba de 50300 mm ( fig. 4. 31 ). 

Pe baza celor de mai sus se poate arăta că atunci când se cunoaşte 

structura şi duritatea într-un anumit loc al produsului se poate stabili, cu 

suficientă exactitate, curba de răcire în acel loc, dacă se cunoaşte curba TTT 

la răcire continuă. 

Diagramele TTT, care constituie o reprezentare schematică a diferitelor 

posibilităţi de transformare a austenitei, au o mare utilitate practică


Fig. 4.30 Determinarea modului de răcire a unei probe cilindrice, 

cunoscânduse structura şi duritatea, cu ajutorul diagramei 

TTT a oţelului 37 MnSi 5 [2]. 

Fig. 4.31 Procesul de răcire într-o probă cilindrică din 

oţel 37 MnSi 5, la răcirea în apă. [2]


şi teoretică, cum s-a văzut. 

Ele permit înţelegerea şi interpretarea fenomenelor care au loc în 

cursul tratamentelor termice. Sunt extraordinar de preţioase, atât pentru 

proiectant, constructor, cât şi pentru metalurg. Pe baza lor se pot stabili 

condiţiile de tratament termic care asigură caracteristicile mecanice dorite şi 

alegerea oţelurilor ţinând seama de posibilităţile lor de tratament termic. 

Curbele TTT la răcire continuă sunt, în general, mai utilizate, pentru 

că ele sunt determinate în condiţii foarte apropiate de cele întâlnite în 

practica curentă a tratamentelor termice, unde piesele cu diferite grosimi 

sunt răcite cu viteze diferite, într-o manieră continuă, între temperatura de 

austenitizare şi temperatura mediului ambiant. 

4. 4 Transformarea austenitei în perlită (transformarea 

perlitică ) 

Austenita, sub temperatura A 1 , nu este stabilă şi se transformă 

izoterm sau continuu în perlită, la oţelurile eutectoide. Pentru aceasta este 

necesar ca subrăcirea sub A 1 , respectiv viteza de răcire, să fie reduse. În 

timpul răcirii, conţinutul de carbon al austenitei (0- 2,11%C) poate să ajungă 

la 0,77 %C, pentru oricare oţel. În cazul unui oţel hipoeutectoid, în timpul 

răcirii se separă din austenită, prima dată, ferita după linia SG până când 

austenita ajunge la concentraţia eutectoidă (0,77%C). La oţelurile 

hipereutectoide se separă cementita după linia SE, până când compoziţia 

austenitei ajunge iarăşi la cea eutectoidă. Din această cauză este necesar să 

studiem , pentru toate oţelurile, transformarea eutectoidă. 

Transformarea austenitei în perlită este determinată de variaţia 

energiei libere cu temperatura. La răcire sub A 1 , perlita are o energie liberă 

mai mică decât austenita, deci, ea este structura stabilă din punct de vedere 

termodinamic (fig. 3.1). 

Transformarea austenitei în perlită se efectuează prin difuzie. 

Austenita, practic omogenă în ce priveşte conţinutul de carbon, se 

descompune în ferită şi cementită după reacţia: 

Feγ (0,77 %C)→Feα (0,02 %C) + Fe 3 C (6,67 %C) (4.13) 

Ferita şi cementita care rezultă au concentraţii de carbon foarte 

diferite şi de asemenea structuri diferite, atât între ele cât şi faţă de austenita


din care s-au format. Pentru transformarea A→P trebuie să aibă loc 

schimbarea sistemului de cristalizare din CFC în CVC şi să difuzeze 

carbonul din austenită pentru a forma Fe 3 C şi ferita. Transformarea CFC în 

CVC este însoţită de o creştere a volumului cu 1%, ceea ce ne arată că 

mişcarea atomilor se face pe distanţe mici. Se poate aproxima că, pentru 

noua reorganizare, atomii de Fe au nevoie sa parcurgă un drum mai mic 

decât parametrul reţelei, de ordinul 10 -8 cm. Considerând o plăcuţă de ferita 

cu lăţimea de 0,02 mm = 2 10 -3 cm şi imaginându-ne că în mijloc se găseşte 

un atom de carbon, pentru ca aceasta să difuzeze trebuie să parcurgă un 

drum de 1 10 -3 cm. Comparând cu drumul parcurs de atomii de Fe (10 -8 cm) 

este evident că atomul de carbon necesită timp mai mare decât timpul 

necesar transformării sistemului de cristalizare. 

La o temperatură puţin inferioară celei de 727˚C (A 1 ) se pot deosebi 

trei stadii de transformare. Astfel, dacă oţelul eutectoid se răceşte brusc până 

la o temperatură sub A 1 (680-700 ˚C) şi apoi se menţine la această 

temperatură, fenomenul decurge în felul următor (fig. 4.32). La început are 

Fig. 4.32 Stadiile transformării perlitice pentru un oţel 

eutectoid 

loc transformarea alotropică Fe γ → Fe α (stadiul I). Soluţia solidă γ are 

atomul de carbon în centrul liber al volumului, deci şi în α atomul de fier se 

află în centrul volumului. Însă atomul de carbon nu îşi mai are locul în 

interstiţiile noii reţele cristaline, el caută să se deplaseze înspre exteriorul 

celulei, spre centrul unei feţe a cubului. După cum ştim α nu dizolvă decât 

foarte puţin carbon, în primul stadiu, însă, carbonul nu poate fi eliminat, el 

rămâne în soluţie deformând (tensionând) reţeaua, mărind un parametru, c, 

în direcţia în care îşi face drum. Se obţine astfel o soluţie solidă α cu carbon 

suprasaturat, tensionată, cu reţea tetragonală. Reţeaua tetragonală care întâi 

are volumul centrat, rezultă din cea cubică cu feţe centrate, printr-o


deplasare relativ mică a atomilor. În stadiul al doilea (II) carbonul se separă 

din soluţia solidă sub forma unor carburi, care la început sunt de tip 

molecular, de forma Fe x C (carbura ε, carbura X), extrem de fin dispersate 

(amestec molecular dispers). Treptat, prin difuziune aceste carburi tind spre 

forma Fe 3 C. În ultimul stadiu (III) are loc prin difuziune aglomerarea fazei 

disperse (cementita) pe fond de ferită, ajungându-se la amestecuri din ce în 

ce mai puţin fin disperse. Ele se pot identifica întâi la microscopul 

electronic, apoi cele grosolan disperse la microscopul metalografic, 

corespunzând la stări din ce în ce mai apropiate de echilibru. Acest stadiu 

corespunde creşterii grăunţilor. 

Dacă transformarea perlitică la răcire izotermă am putea teoretic s-o 

oprim în diferitele stadii ale ei, s-ar obţine diferite structuri în afară de 

echilibru, corespunzătoare la amestecuri cu diferite grade de dispersie 

(austenită supra răcită, martensită, troostită, sorbită şi perlită). 

Între aceste structuri, austenita şi martensita sunt monofazice (soluţii 

solide), iar celelalte sunt bifazice (amestecuri) şi poartă numele general de 

structuri perlitice. Acestea diferă între ele numai prin fineţea constituenţilor, 

neexistând între ele o delimitare categorică. Numele acestor structuri s-a dat 

în cinstea unor cercetători în domeniul tratamentelor termice: martensită – 

după A. MARTENS, sorbită – H.C. SORBY, troostită – după L. TROOST. 

Mecanismul transformării. Germenii de perlită se formează în 

locurile unde reţeaua este deranjată, la limitele grăunţilor, şi locurile cu 

imperfecţiuni (defecte) de reţea din interiorul grăunţilor de austenită şi la 

suprafaţa diferitelor incluziuni: în aceste locuri chiar înainte de producerea 

transformării, concentraţia atomilor de carbon este mai ridicată ca urmare a 

interacţiunii acestuia cu imperfecţiunile de reţea (dislocaţii, vacanţe etc.). 

Astfel că faza iniţiatoare a transformării austenitei în perlită este cementita 

(fig. 4.33). Ca urmare a formării germenelui de cementită, zonele învecinate 

vor avea o concentraţie de carbon mai scăzută şi apare probabilitatea 

formării feritei (γ → α). 

Hiller a introdus modelul de creştere cuplată a lamelelor de 

cementită şi ferită (fig. 4.34). 

Elementele de aliere au influenţă asupra energiei libere. Cu cât este 

mai mare variaţia de energie liberă, ca urmare a influenţei elementelor de 

aliere sau a temperaturii de transformare, cu atât va fi mai mică distanţa 

interlamelară a perlitei Δ o. 

Formarea perlitei se produce atât în toată masa cristalului de 

austenită cât şi preferenţial la marginea acestuia. La o subrăcire mică, adică 

în apropierea punctului A 1 , transformarea începe cu apariţia continuă a unor


cem entită 

Fig.4.33 Schema formării structurii perlitice: I - austenită; 

II – germinarea cementitei; III – formarea 

lamelelor de cementită şi ferită; IV – VI –creşterea 

lamelelor, formarea perlitei; VII –mecanismul 

formării structurii celulare: 1, 2 –concentraţie 

ridicată, respectiv scăzută în carbon; 

0 – distanţa interlamelară. [5] 

Fig. 4.34 Reprezentarea 

schematică a 

creşterii perlitei 

(după Hiller) 

[5] . 

colonii pe suprafeţele de separare ale grăunţilor de austenită. Aceste colonii 

înconjoară grăuntele de austenită şi numai ulterior transformarea sa 

continuă şi în interiorul grăuntelui, perlita crescând uniform în toate părţile 

în jurul centrului de cristalizare, având până în momentul contactului cu 

cristalul vecin o formă sferică. 

Formarea coloniilor şi a cristalelor de perlită trebuie examinată ca 

două procese distincte în cadrul mecanismului transformării perlitice . 

Colonia de perlită reprezintă un volum în care lamelele de ferită au aceeaşi 

direcţie. Lamelele de cementită au şi ele, de regulă, o singură orientare, însă, 

uneori, în aceeaşi colonie se întâlni şi două orientări diferite. (fig.4.35).


Teoria unanim acceptată, în 

prezent, consideră formarea perlitei ca 

pe un proces de germinare şi creştere 

frontală şi laterală a coloniei de perlită 

în masa de austenită (fig. 4.36). 

Formarea şi creşterea cristalului 

de perlită se desfăşoară prin formarea şi 

creşterea coloniilor. Procesul de creştere 

a unei colonii încetează în momentul 

când ea vine în contact cu colonii 

aparţinând altui cristal de perlită sau 

când apare o nouă colonie datorită 

germinării unei lamele de cementită cu 

altă orientare. Această germinare poate 

fi determinată de curbarea lamelelor în 

timpul creşterii frontale şi laterale, de 

Fig. 4.35 Formarea unei colonii de 

perlită 

tensiuni, incluziuni sau gradiente de concentraţie. Marginea grăunţilor 

determină în mod obişnuit creşterea unei colonii. 

Fig. 4.36 Reprezentarea schematică 

a creşterii frontale (S) şi 

laterale (E) a coloniei de 

perlită 

La temperaturi de transformare situate în apropierea cotului perlitic, 

germinarea se face exclusiv de la marginile cristalelor de austenită, iar 

perlita fină (troostita) formată conturează granulaţia austenitică. 

Cinetica transformării perlitice este determinată de valoarea 

parametrilor transformării: viteza de germinare N v [1/cm 3·s] sau [1/cm 2·s] şi 

viteza de creştere G [mm/s]. 

Valorile parametrilor N v şi G variază în funcţie de o serie de factori: 

temperatura şi durata încălzirii pentru austenitizare, temperatura menţinerii 

izoterme, viteza de răcire, conţinutul de carbon, gradul de omogenizare al 

austenitei şi alţi factori structurali. 

În figura 4.37 se arată variaţia parametrilor N v şi G în funcţie de gra-


G 

m m /s 

N v, 

1/m m 3 ·s 

Fig. 4.37 Variaţia parametrilor N v 

şi G în funcţie de gradul 

de subrăcire pentru un 

oţel eutectoid 

T em peratura de transform are 

dul de subrăcire. Se observă că viteza maximă de transformare a austenitei 

la 500-600°C se datoreşte valorilor maxime ale ambilor parametri în acest 

interval de temperatură. Mărimea grăuntelui de perlită depinde de raportul 

dintre mărimile N v şi G. La o valoare mare pentru G, se obţine o perlită cu 

grăunţi grosolani, lucru care se produce la grade mici de subrăcire; la o 

valoare mică pentru G şi mare pentru N v , în condiţii de subrăcire intensă, se 

formează perlita cu grăunţi fini. Aşadar, dimensiunea grăuntelui de perlită 

nu este egală cu cea a grăuntelui austenitic iniţial, ce poate fi mai mare sau 

mai mic. Având în vedere că centrele de cristalizare apar preferenţial pe 

marginile grăunţilor, cu cât lungimea totală a acestor suprafeţe ale 

marginilor grăunţilor este mai mare, cu atât numărul de centre de cristalizare 

apărute în unitatea de timp va fi mai mare. În cazul când celelalte condiţii 

rămân neschimbate, cu cât grăuntele iniţial de austenită este mai mic, cu atât 

şi grăuntele de perlită care se formează este mai fin. 

Pentru o anumită temperatură de menţinere izotermă, valoarea lui N v 

depinde de temperatura şi durata încălzirii pentru austenitizare. Cu creşterea 

temperaturii şi duratei de încălzire pentru austenitizare valoarea lui N v se 

micşorează datorită omogenizării austenitei (micşorarea numărului de 

microvolume cu concentraţii diferite de cea medie a austenitei şi a 

numărului de carburi rămase nedizolvate la încălzire).Valoarea celuilalt 

parametru G nu este influenţată de gradul de omogenizare a austenitei şi 

deci de condiţiile de austenitizare şi nici de factorii metalografici (puritatea 

metalului, metoda de dezoxidare etc.). 

Valoarea lui G este influenţată de compoziţia oţelului şi de gradul de 

subrăcire.


Valoarea parametrului N v este foarte sensibilă la orice modificare a 

structurii austenitei. 

La grade mici de subrăcire, viteza de creştere a perlitei este foarte 

mică; cu creşterea gradului de subrăcire , viteza se măreşte, atingând un 

maxim, apoi scade ca urmare a micşorării mobilităţii atomilor. 

Pentru studiul transformării A→P, la răcire izotermă, de un real 

folos sunt diagramele TTT la răcire izotermă. Cu cât temperatura de 

descompunere a austenitei scade, cu atât amestecul ferită + cementită format 

este mai dispers. Dispersia amestecului poate fi caracterizată prin distanţa 

interlamelară Δ o , care corespunde grosimii unei lamele de ferită şi 

cementită. 

ZENER a dedus următoarea formulă pentru calculul lui Δ o : 

2T 

 

E 

 

; 

o 

Q T 

T 

T 

E 

T 

(4.14) 

unde: Q este căldura de transformare a unităţii de volum; 

T E - temperatura absolută a transformării eutectoide; 

σ- energia suprafeţelor de separaţie a fazelor ferită şi 

cementită; 

T- temperatura la care are loc transformarea în urma răcirii. 

După [ 5 ] Δ o se calculează cu o relaţie mai simplă: 

15 

; 

o 

T 

T 

T 

E 

T 

(4.15) 

În figura 4.38 se arată relaţia între proprietăţile mecanice ale oţelului 

0,78 %C şi temperatura de transformare austenitică în amestec ferită + 

cementită. 

Perlita, sorbita şi troostita sunt amestecuri mecanice de ferită şi 

cementită; ele se deosebesc numai prin gradul de dispersie. Aceste structuri 

sunt în afară de echilibru şi pentru oţelurile cu compoziţie diferită de a 

eutectoidului au un conţinut în carbon superior sau inferior la 0,77 %C. 

În cazul transformării A→P la oţelurile hipo şi hipereutectoide apar 

unele particularităţi. Diferenţa faţă de oţelurile eutectoide constă în 

separarea (precipitarea) feritei la oţelurile hipoeutectoide şi a cementitei la 

cele hipereutectoide. Pe diagrama TTT apare o curbă suplimentară care


arată această particularitate 

(fig.4.6). Cantitatea de ferită (sau 

cementită) care apare suplimentar 

scade cu scăderea temperaturii. La 

o anumită subrăcire, descompunerea 

austenitei începe direct cu 

formarea germenilor de eutectoid. 

Deoarece cantitatea de ferită (sau 

cementită) în exces se micşorează 

cu scăderea temperaturii, conţinutul 

în carbon al sorbitei şi al 

troostitei este inferior la 0,77 % 

pentru cazul oţelurilor hipoeutectoide 

şi superior la 0,77 % 

pentru oţelurile hipereutectoide. 

Acest eutectoid a cărui 

concentraţie diferă de cea care 

corespunde la starea de echilibru 

0,77 %C, punctul S din diagrama 

Fe-C) a fost numit de BOCIVAR 

cuasi-eutectoid (fig. 4.39) sau 

pseudoeutectoid. 

Fig. 4.38 Proprietăţile mecanice ale 

oţelului cu 0,78 %C în funcţie de 

temperatura de transformare [5] 

Fig. 4. 39 Domeniul de compoziţii al 

pseudoeutectoidului în 

funcţie de gradul de 

suprarăcire [5]. 

Elementele de aliere modifică forma şi poziţia curbelor de 

descompunere izotermă şi, respectiv intervalele de temperaturi în care se 

produce transformarea perlitică. În mod corespunzător se modifică valoarea 

lui Δ o (fig. 4.40). 

În cazul analizării transformării A→P la răcire continuă ne vom 

folosi de diagramele TTT la răcire continuă.


Rolul esenţial în cunoaşterea 

structurii îl are viteza de răcire. La o 

viteză mică de răcire, de exemplu 

v 1 =1°C/min., pentru un oţel eutectoid, 

transformarea va avea loc la o subrăcire 

mică, aproximativ 710 °C, formându-se 

perlita cu lamele grosolane de ferită şi 

cementită cu o duritate mică (180HB). La 

o viteză mai mare de răcire (v 2 =60 °C), 

transformarea are loc la o temperatură 

mai joasă A r1 =680 °C), lamelele de ferită 

şi cementită devin mai subţiri, iar 

duritatea creşte (230HB). 

Mărirea în continuare a vitezei de 

răcire duce la coborârea temperaturii de 

transformare şi la obţinerea unei perlite cu 

structură din ce în ce mai fină şi cu duritate mai mare. La v 3 =600 °C/min 

(10°C/s) transformarea are loc la 650 °C şi duritatea este de circa 250 HB şi 

la v 4 =650 °C scade la 600 °C, iar duritatea perlitei creşte până la 350 HB. 

Cu alte cuvinte, viteza de răcire influenţează caracterul transformării, 

structura şi proprietăţile produselor descompunerii în mod absolut analog cu 

mărirea gradului de subrăcire. 

Având în vedere că temperatura de transformare coboară pe măsura 

măririi vitezei de răcire, ar fi mai corect să se tragă concluzia că variaţia 

vitezei de răcire reprezintă numai una dintre metodele de obţinere a unui 

grad diferit de subrăcire. 

În consecinţă, temperatura de transformare şi nu viteza de răcire 

determină structura şi proprietăţile produselor de descompunere a austenitei 

şi ca atare, între transformarea izotermă a austenitei şi transformarea 

austenitei la răcire continuă există o legătură mai strânsă decât s-ar părea la 

prima vedere. 

4. 5 Transformarea austenitei în martensită 

( transformarea fără difuzie ) 

Transformarea martensitică se poate observa şi în alte aliaje decât 

cele fier – carbon. Totuşi cea mai mare importanţă practică a transformării 

martensitice se constată la aliajele fier – carbon. 

Distanţa interlamelară Δo 

← Intervalul transformării 

perlitice 

→ Subrăcirea faţă de A 1 

Fig. 4.40 Curba cinetică a transformării 

bainitice


Dacă răcirea de la temperatura de austenitizare (T a ) se face cu viteză 

mai mare decât viteza critică ( v cr ), la o temperatură T i inferioară punctului 

M s (martensite start), punct caracteristic mărcii oţelului şi condiţiilor de 

austenitizare, transformarea austenitei are un caracter foarte diferit, dând 

naştere unui constituent special, numit martensită. 

La temperaturi mai mici decât M s difuzia carbonului devine foarte 

slabă, deci transformarea martensitică se produce fără difuzie. Ea este 

aproape instantanee şi la fiecare temperatură T i o fracţiune determinată de 

austenită se transformă în martensită. O menţinere izotermă nu modifică 

procentul de structură transformată. Curbele izoaustenitice sunt paralele cu 

axa timpului ( fig. 4.41 ). 

a) b) 

Fig. 4.41 Transformarea martensitică: a) domeniul de transformare 

martensitic A→ M; b) evoluţia transformării martensitice [1] 

Condiţiile termodinamice pentru această transformare sunt analoage 

transformărilor perlitice şi bainitice, adică transformarea se produce sub 

temperatura la care energia liberă a austenitei este mai mare decât a 

martensitei (fig. 4.42). 

Mecanismul de transformare. S-au emis o serie de ipoteze cu privire 

la deplasările posibile ale atomilor la transformarea A→M. Una dintre 

aceste ipoteze, care oferă o explicaţie plauzibilă, consideră că mecanismul 

de formare a martensitei are la bază deplasări minime în spaţiu ale atomilor, 

păstrându-şi poziţiile relative. Potrivit acestei ipoteze, germenii de 

martensită se formează de o parte şi alta a planelor de alunecare care iau


Fig. 4.42 Reprezentarea schematică a condiţiilor termodinamice 

ale transformării martensitice 

naştere datorită stării puternic tensionate a grăuntelui de austenită supus 

răcirii cu viteză mare (fig. 4.43 a)). Pe măsură ce se realizează răcirea 

austenitei, la un moment dat energia sa liberă este mai mare decât cea a 

martensitei, astfel că are loc reordonarea reţelei de austenită în reţea de 

martensită. Prin răcire în continuare, apar noi plane de alunecare (fig. 4.43 

b)) şi lamele de martensită noi care vor împărţi grăuntele de austenită în 

Fig. 4.43 Schema mecanismului de formare a 

martensitei 

volume din ce în ce mai mici. Viteza de creştere a cristalului de martensită 

este foarte mare (10 4 mm/s). Creşterea cristalului de martensită încetează 

când acesta a ajuns la o anumită grosime şi lungime. Martensita având un 

volum specific mai mare decât austenita, microvolumele de austenită rămase 

netransformate vor fi supuse unor compresiuni multilaterale, ceea ce poate 

frâna la un moment dat procesul transformării.


Cinetica transformării. Transformarea A→M, potrivit curbei 

cinetice a transformării (fig. 4.44) începe la o anumită temperatură M s (start) 

şi se dezvoltă continuu până la sfârşitul transformării care are loc la 

temperatura M f (final). O caracteristică a acestei transformări este aceea că 

în final rămâne o anumită cantitate de austenită netransformată, numită 

austenită reziduală (A rez ). 

Factorii principali care 

influenţează cinetica transformării 

A→M sunt: întreruperea procesului 

de răcire şi viteza de răcire. 

Întreruperea răcirii în 

intervalul M s -M f (interval de transformare 

martensitică) influenţează diferit 

curba cinetică a transfor-mării A→M: 

-dacă menţinerea izotermă are 

loc în zona superioară a intervalului 

de transformare martensitică, la 

reluarea răcirii transformarea continuă 

şi cantitatea finală de martensită 

formată nu este influenţată; 

- dacă întreruperea are loc în 

zona inferioară a intervalului de 

transformare, la reluarea răcirii 

procesul de formare a martensitei 

reîncepe , însă cantitatea finală de 

martensită formată va fi mai mică. 

Spunem că are loc o stabilizare a 

austenitei. Temperatura sub care are 

loc stabilizarea austenitei, cu ocazia 

întreruperii răcirii, se noteză cu M. 

Deci răcirea cu viteză mai mică, în 

intervalul M s -M, favorizează 

Fig. 4.44 Curbele cinetice ale formării 

martensitei: în oţeluri: a) cu 

coţinut ridicat de carbon ; 

b) cu conţinut mediu de 

carbon ; curba punctată 

corespunde formării 

martensitei după 

stabilizarea austenitei 

formarea martensitei, iar în intervalul M-M f duce la stabilizarea austenitei şi 

ca urmare la micşorarea cantităţii de martensită formată (fig. 4.45). 

Pentru o răcire foarte rapidă de la T a la T i M s , evoluţia 

transformării austenitei în martensită ( A M ) este descrisă printr-o relaţie 

empirică propusă de KOISTINEN şi MARBURGER [6]: 

y = 1 – exp. [ - k ( M S – T i ) n ] (4.16)


în care: y este fracţiunea masică de austenită transformată în 

martensită; 

k , n - coeficienţi experimentali. 

Pentru oţelurile hipoeutectoide 

nealiate şi slab aliate k = 0,011 

(valoare statistică medie) şi n = 1. 

Deoarece cantitatea de 

martensită formată este cu atât mai 

mare cu cât temperatura atinsă în 

timpul răcirii este mai mică, se pot 

defini punctele M 50 , M 90 , M 95 , etc. 

pentru care fracţiunile masice de 

martensită sunt respectiv: 0,5; 0,9; 

0,95 şi punctul M f temperatura la 

care, toată austenita este transformată. 

Punctul M f (martensite finish), 

Fig. 4.45 Influenţa vitezei de răcire 

asupra cantităţii de martensită 

formată : v 1 >v 2 

temperatură la care transformarea AM este terminată, nu poate fi strict 

determinat deoarece el este legat de sensibilitatea metodelor de dozare a 

austenitei sau martensitei. Se poate face totuşi referire la preocuparea de 

simplificare ( fig. 4. 41a)). 

Dacă temperatura T i este astfel aleasă încât M s T i M f 

transformarea martensitică este incompletă. Austenita netransformată la T i 

este numită austenită reziduală A rez la această temperatură. Pentru o răcire 

foarte rapidă de la T a până la T i M s fracţiunea masică de A rez este, după 

KOISTINEN: 

y Arez = exp. [ - 0,011 · ( M S – T i ) n ] (4.17) 

Cantitatea minimă de austenită reziduală se obţine la o răcire 

corespunzătoare punctului M f . continuarea răcirii sub M f nu mai conduce la 

scăderea cantităţii de austenită reziduală, aşa cum rezultă din figura 4. 36, în 

care linia întreruptă reprezintă curba de transformare martensitică, după 

stabilizarea austenitei. 

După cum s-a arătat, o menţinere izotermă nu face să evolueze 

transformarea A M, în schimb ea poate: 

- să stabilizeze austenita faţă de o transformare în martensită în 

timpul unei răciri ulterioare;


- să transforme A rez într-un alt constituent, de exemplu în bainită 

inferioară; 

- să conducă la o autorevenire a martensitei formate, dacă T i este 

suficient de ridicată. 

4.5.1 Caracteristicile martensitei 

Martensita este o soluţie solidă de carbon în faza , suprasaturată şi 

metastabilă. Ea se obţine prin reacţia generală: 

Fe (C) Fe ' (C) (4.18) 

Formarea martensitei se face fără difuzie, deci ea va avea aceeaşi 

compoziţie chimică cu a austenitei din care a rezultat. 

Martensita se obţine, aşa cum s-a mai arătat, printr-o rearanjare 

complexă a reţelei de austenită, în care ionii efectuează doar deplasări pe 

distanţe ce nu depăşesc distanţele interatomice. Ea apare, în funcţie de 

conţinutul de carbon al austenitei din care provine, sub formă de martensită 

masivă şi de martensită aciculară. 

Martensita masivă este constituită din lamele sau plachete 

paralelipipedice alipite după faţa lor mare şi este caracteristică oţelurilor 

care au până la 0,6 % C. Un ansamblu de plachete paralele constituie un 

„pachet”, într-un grăunte de austenită putându-se forma câteva astfel de 

unităţi structurale care pot fi observate numai la microscopul electronic. 

Martensita aciculară, formată din plachete lenticulare distribuite 

neregulat în vechiul grăunte de austenită şi care pot prezenta macle fine în 

interior. Acest tip de martensită se poate observa la microscopul optic, 

apărând sub formă de ace de lungimi şi forme variabile dispuse de o parte şi 

de alta a unei fibre centrale paralele cu planul lentilei şi se găseşte singură 

numai în oţelurile conţinând 1 % C sau mai mult. În domeniul 0,6 –1,0 %C 

pot exista simultan ambele tipuri de martensită ( fig. 4.46 ). 

Pentru oţelurile carbon temperaturile de început şi de sfârşit de 

transformare martensitică M S şi M f depind de conţinutul de carbon după 

cum se poate observa tot din figura 4. 46. 

Celor două tipuri de martensită le corespund moduri diferite de 

realizare a deformării implicate în formarea martensitei: alunecarea pentru 

martensita masivă şi maclarea pentru martensita aciculară. Interfaţa 

martensitei cu austenita va conţine dislocaţii la martensita masivă şi macle


Fig. 4. 46 Influenţa conţinutului de carbon al austenitei 

asupra temperaturii punctelor M S şi M F şi a 

tipurilor de martensită într-un oţel nealiat. 

la martensita aciculară. Tocmai această structură a interfeţelor permite 

deplasarea lor cu viteze foarte mari în timpul transformării. Viteza extrem 

de mare a transformării şi independenţa acesteia de temperatură 

caracterizează aşa numitele martensite atermice. 

În figura 4.47 se arată schematic formarea unei plachete de 

martensită. Centrii de “ germinare ” pentru realizarea deformării prin 

alunecare sau maclare sunt constituiţi din concentratorii locali de tensiuni. 

Formarea unei plachete determină apariţia unui microrelief pe suprafaţa în 

prealabil lustruită ( fig. 4. 47 a ). 

a) b ) 

Fig. 4.47 Martensita :a) schema formării unei plăcuţe de 

martensită ; b) reţeaua martensitei.


Martensita are o structură cristalină tetragonală în care atomii de 

carbon se distribuie în interstiţiile octaedrice, producând deformarea reţelei 

( fig. 4.47 b). Din aceşti atomi de carbon aproximativ 80% sunt aşezaţi pe 

muchiile celulei cristaline a martensitei, într-o singură direcţie, provocând 

tetragonalitatea acesteia. Gradul de tetragonalitate c/a depinde esenţial de 

conţinutul de carbon aşa cum se poate vedea din relaţia experimentală 

determinată de ROBERTS : 

c 

a 

1 0 ,045 % C 

(4.19) 

Formarea martensitei prin trecerea unei structuri CFC (cu volum 

specific minim) într-o structură vecină CVC tetragonală mai puţin 

compactă, duce la creşterea volumului specific, care la martensită este 

maxim ( fig. 4.48). 

Fig. 4.48 Comparaţie între 

volumele specifice 

ale constituenţilor 

structurali 

Martensita este un constituent cu o duritate foarte ridicată la oţelurile 

destinate tratamentelor termice. Această duritate este datorată densităţii 

foarte mari de dislocaţii asociată cu un caz extrem de durificare prin 

formarea soluţiei solide de interstiţie a carbonului. Această duritate depinde 

îndeosebi de conţinutul de carbon al martensitei. De exemplu o martensită 

cu 0,4% C are o duritate de ordinul a 60 HRC ( 700 HV ). Această duritate 

ridicată este asociată cu o rezilienţă foarte scăzută.


4. 6 Transformarea austenitei în bainită 

( transformarea intermediară ) 

Transformarea bainitică sau intermediară se produce la temperaturi 

relativ joase când difuzia atomilor de fier şi a elementelor de aliere este 

practic imposibilă, în timp ce viteza de difuzie a atomilor de carbon este 

încă relativ mare. Mecanismul şi cinetica transformărilor precum şi structura 

care se formează combină particularităţile transformării perlitice, care se 

face cu difuzie, cu cele ale transformării martensitice care are loc fără 

difuzie. 

Forţa motrice a transformării austenitei în bainită este aceiaşi ca şi în 

cazul transformării austenitei în perlită şi anume faptul că bainita posedă o 

energie liberă mai mică decât austenita. 

În intervalele de temperaturi 450-500ºC şi 200-250ºC (transformare 

izotermă) sau la răciri cu viteze mai mici decât viteza critică (transformare 

continuă) are loc reacţia: 

Fe γ (C)→[Fe’ α (C) + Fe x C] (4.20) 

Structura care se formează în urma acestei transformări poartă 

denumirea de bainită (după Bain), care după cum se poate observa din 

relaţia 4.20, este formată dintr-un amestec foarte fin aproape molecular 

dispers, de ferită suprasaturată în carbon Fe’ α (C) şi carburi de tipul Fe x C 

(carbură ε). 

Mecanismul formării bainitei. Faza iniţiatoare a formării bainitei este 

ferita [1, 2, 8, 11] care ia naştere din austenită după mecanismul martensitic 

în planurile octaedrice ale acesteia. S-a constatat că există relaţii 

cristalografice de tipul KURDJUMOV şi SACHS (111) A //(110) F ; 

(110) A //(111) F . Carburile formate sunt carburi de fier, carbonul, aşa cum s-a 

arătat, fiind singurul element care are , la această temperatură un coeficient 

de difuzie suficient de ridicat. 

Trebuie subliniat că atunci când vorbim de caracterul martensitic γ→α la 

transformarea bainitică, nu se constată o viteză atât de mare a creşterii 

cristalelor ca la transformarea γ→α în martensită. Soluţia solidă Fe’ α (C) 

formată este nestabilă, suprasaturată în carbon şi imediat după transformare 

are loc precipitarea carburii de fier Fe x C ca şi la revenirea martensitei.În 

austenita care urmează să se transforme în bainită, la început, are loc o 

redistribuire a carbonului, ceea ce conduce la formarea de regimuri 

(domenii) bogate şi sărace în carbon (fig. 4.49). Domeniile cu conţinut


B A IN ITĂ 

Fig. 4.49 Schema transformării bainitice 

Fig. 4.50 Temperatura punctelor martensitice 

M s şi M f : a) influenţa 

conţinutului de carbon; b) influenţa 

conţinutului în elemente de 

aliere [5]. 

scăzut în carbon, la care punctul Ms se află în domeniul de temperaturi mai 

ridicat al transformării bainitice, (fig.4.50) suferă transformarea γ→α după


mecanismul martensitic, ca urmare a tensiunilor şi alunecărilor plastice 

cauzate de scăderea temperaturii. 

În domeniile bogate în carbon din austenită, carbonul continuă să 

difuzeze şi duce la separarea de carburi, creându-se condiţii de transformare 

a martensitei şi în aceste domenii. 

Se disting două tipuri de bainite: bainita superioară şi bainita 

inferioară. În bainita superioară formată în jurul temperaturii de 400ºC ferita 

este sub formă şipci, iar carburile care precipită, paralel cu aceasta, sunt sub 

formă de plachete (fig 4.51). Prezenţa între şipcile de ferită a carburilor de 

fier fragile conferă bainitei superioare rezistenţă scăzută. 

Fig. 4.51. Microstructuri bainitice: a) bainită superioară: şipcile de 

ferită sunt separate de plachetele de Fe 3 C (schematizat); 

b) bainită inferioară: plachete fine de carburi precipitate sub 

formă de ace de ferită [1]. 

Bainita inferioară, formată în jurul temperaturii de 200ºC, constă din 

plăci de ferită, cu un pronunţat caracter acicular, cu carburi precipitate în 

interiorul plăcilor sub un unghi de aproximativ 55-64º (fig.4.52b)). 

Temperatura de transformare fiind scăzută difuzia carbonului devenind din 

ce în ce mai mică, acele de ferită formate sunt suprasaturate în carbon în 

momentul formării lor. Cu timpul carburile de fier ε precipită în interiorul 

acelor de ferită sub formă de plachete foarte fine şi care sunt semicoerente 

cu matricea feritică (001) ε //011) α . Prezenţa acestor precipitate de carburi 

foarte fine conduce la durificarea prin precipitare a matricei feritice 

conferind bainitei inferioare un excelent compromis între limita de 

elasticitate şi rezilienţă. 

În figura 4.52 se prezintă microstructura bainitei. Mecanismul de 

formare a bainitei superioare şi a bainitei inferiore este în principiu acelaşi.


Fig. 4.52 Microstructura bainitei. a) bainită superioară 5000; 

b) bainită inferioară şi austenită reziduală 500; 

c) idem 10 000 [5]. 

Cinetica transformării bainitice diferă de cinetica transformării 

perlitice şi martensitice dar are şi unele caracteristici comune cu acestea. Ca 

şi la formarea perlitei şi la bainită apare mai întâi o perioadă de incubaţie, 

iar viteza maximă de transformare este atinsă în momentul când apare o 

cantitate de 20% bainită. Existenţa perioadei de incubaţie arată că 

transformarea este precedată de fenomene de difuzie a carbonului. Existenţa 

maximului vitezei de transformare, corespunzător minimului perioadei de 

incubaţie se explică prin influenţa simultană a energiilor libere ale austenitei 

şi bainitei (∆F) şi asupra coeficientului de difuzie a carbonului D γ C , care 

reglează viteza de desfăşurare a acesteia. La temperaturi de suprarăcire 

situate în partea superioară a intervalului intermediar predomină influenţa 

F, transformarea accentuându-se până la o valoare maximă 

corespunzătoare unei valori minime a perioadei de incubaţie. La temperaturi 

mai joase, devine predominantă influenţa exercitată de micşorarea 

coeficientului de difuziune al carbonului D γ 

C 

care încetineşte viteza de 

Fig. 4.53 Variaţia cineticii transformării 

bainitice în funcţie de variaţia 

energiei libere şi a valorii 

coeficientului de difuziune a 

carbonului în austenită.[2]


transformare, respectiv creşte perioada de incubaţie corespunzătoare 

procesului de redistribuire prin difuziune a carbonului în austenită, care 

precede procesul de formare fără difuziune, prin alunecare, a feritei bainitice 

(fig. 4.53). 

Ca şi la transformarea martensitică, 

la transformarea bainitei rămâne o 

anumită cantitate de austenită 

netransformată (fig.4.54). Cu cât temperatura 

de transformare este mai mare (în 

domeniul 200-400C) cu atât se poate 

forma o cantitate mai mică de bainită. 

Cantitatea de austenită rămasă 

netransformată se poate transforma fie 

izoterm, fie la răcire continuă. Austenita 

rămasă se poate transforma în perlită sau 

martensită sau chiar poate rămâne 

netransformată (austenită reziduală). 

Transformarea bainitică poate avea loc 

Fig. 4.54 Curba cinetică a 

transfomării 

bainitice.[2] 

atât la temperaturi constante (izoterm) cât şi la răcire continuă, cu variaţia în 

timp a temperaturii. La răcirea continuă, cu o anumită viteză, mai mică 

decât cea critică, transformarea începe la o anumită temperatură, numită 

temperatură de început a transformării Bs şi se opreşte la Bf, fără a fi 

desăvârşită, numită temperatură de sfârşit de transformare. Poziţia punctului 

Bs, în general, coboară pe măsura creşterii vitezei de răcire. Determinarea 

exactă a punctelor Bs şi B f nu este întotdeauna posibilă, deoarece peste 

punctul Bs se poate suprapune transformarea perlitei, iar peste B f cea 

martensitică (fig. 4.55). 

Fig. 4.55 Cele trei domenii de transformare 

izotermă cu difuzie AF+C [1]


Dacă viteza de desfăşurare a proceselor de difuziune este mică, 

transformarea austenitei suprarăcite începe prin mecanismul bainitic şi după 

încetinirea sau terminarea transformării bainitice restul de austenită se 

transformă după mecanismul de difuziune în perlită (fig 4.56 a)). 

Fig. 4.56 Schema suprapunerii transformării austenitei în diferite intervale: 

a) suprapunerea transformării perlitice peste transformarea bainitică; 

b) suprapunerea transformării perlitice peste transformarea 

martensitică [2]. 

Dacă predomină procesele fără difuziune, are loc formarea 

martensitei, care se desfăşoară cu mare viteză şi fără perioadă de incubaţie, 

afectând însă numai o parte din austenita suprarăcită, prin continuarea 

menţinerii izoterme are loc transformarea după mecanismul bainitic 

(fig.4.56 b)). 

Spre deosebire de punctele Ms şi Mf, punctele Bs şi Bf coboară pe 

măsura creşterii vitezei de răcire. Variaţia vitezei de răcire în intervalul 

bainitic influenţează mult gradul de transformare. 

Transformarea bainitică este influenţată de temperatura de 

austenitizare, mărimea grăuntelui, elementele de aliere şi alţi factori. 

Creşterea temperaturii de austenitizare şi a grăuntelui de austenită face să 

crească viteza transformării bainitice. Elementele de aliere influenţează în 

sensul încetinirii transformării bainitice şi al deplasării intervalului către 

temperaturi mai joase. 

Proprietăţile mecanice ale bainitei sunt reprezentate în figura 4.38 

Formarea bainitei superioare în intervalul 550-450C duce la diminuarea 

plasticităţii oţelului în raport cu structurile formate în domeniul perlitic. 

Scăderea plasticităţii se accentuează mai ales când menţinerea izotermă nu 

asigură terminarea transformării bainitice şi răcirea ulterioară conduce la 

formarea unei structuri conţinând martensită. Duritatea şi rezistenţa nu se 

schimbă sau pot să se diminueze puţin. Descompunerea austenitei în dome-


niul inferior al transformării bainitice duce la o anumită mărire a rezistenţei 

(HRC, R m , R 0,002 ) şi a plasticităţii (A, Z). 

Duritatea şi rezistenţa bainitei inferioare sunt mai ridicate decât ale 

structurii rezultate din descompunerea austenitei în perlită (sorbită, 

troostită), plasticitatea fiind corespunzătoare. 

BLIOGRAFIE 




AFNOR : 2-12-260121-6. 


1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca. 

3. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura 

DACIA, CLUJ-NAPOCA, 1987. 

4. SCHUMANN, H., Metalurgie Fizică, traducere din limba germană 

după ediţia a IV-a, E. T. Bucureşti, 1962 






7. ROSE, A., PETER, W., STRASSBURG, W., RADEMACHER, L., 

“Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle”. Teil ll (1954/56/59). - 

ediţia 2-a ROSE, A., şi HOUGARDY, H., band 2, 1972, Verlag 

Stahleisen M.B.H. Düsseldorf, 54, 56, 58. 

8. CONSTANT,A., HENRY, G., Les principes de base du traitement 

thermique des aciers în :Traitement thermique nr. 162/1982, p. 45- 

49. 

9. ECONOMOPOULOS, M., LAMBERT, N., HABRAKEN, L., 

Diagrammes de transformation des aciers fabriqués dans le Benelux. 

Édité par le Centre National de Recherches Metalurgiques,1967,vol l 

10. ATKINS, M., Atlas of continuos cooling transformation diagrams 

for engineering steels. British Steel Corporation. Ed. CHORLEY et 

PICKERSGILL Ltd. Leeds. 

11. IANCU, D., V., Tehnologia tratamentelor termice, Atelierul de 

multiplicare a I.P. Cluj- Napoca, 1989.

Capitolul 5 

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI 

REZULTAŢI ÎN URMA TRATAMENTELOR TERMICE 

Prin constituent structural se înţelege un element component al 

structurii, format din una sau mai multe faze. Faza este o parte omogenă 

dintr-un sistem ( aliaj ) care are aceeaşi compoziţie chimică, un tip de reţea 

cristalină, proprietăţi determinate şi care este delimitată de alte părţi din 

sistem printr-o suprafaţă de separaţie bine conturată. Fazele sunt stabile şi în 

echilibru în anumite condiţii date de temperatură, presiune şi compoziţie. 

Constituenţii structurali care alcătuiesc arhitectura internă a 

materialelor metalice sunt: metalul pur, soluţia solidă, compusul chimic şi 

amestecul mecanic. Primii trei constituenţi pot apărea fiecare sub formă de 

cristale perfect omogene, cu aceeaşi compoziţie chimică; ultimul dintre 

aceştia – amestecul mecanic fiind un constituent eterogen format din cel 

puţin două faze, care pot fi oricare din fazele precedente. 

În sistemul Fe-C avem următoarele faze sau constituenţi omogeni: 

austenita, ferita, cementita şi grafitul, constituenţi eterogeni sunt: perlita 

(lamelară sau globulară) şi ledeburita. În cazul aliajelor Fe-C care conţin şi 

anumite cantităţi de fosfor apare şi eutecticul fosforos sau steadita. În 

diagramele TTT mai apar în plus şi următorii constituenţi şi faze diferite de 

echilibru: martensita de călire, martensita de revenire, bainita superioară şi 

inferioară, troostita şi sorbita. Un rol important asupra proprietăţilor fazelor 

şi/sau constituenţilor îl are viteza de răcire şi gradul de subrăcire. 

Prelucrarea şi comportarea în serviciu a produselor ( semifabricate, 

piese, scule ) reclamă anumite proprietăţi, dintre care duritatea, rezistenţa 

la tracţiune şi rezilienţa, proprietăţi mai mult utilizate pentru a verifica dacă 

tratamentele termice sunt bine conduse spre rezultatele cerute. Diagramele 

de transformare în condiţii izoterme, cât şi cele de transformare la răcire 

continuă, oferă informaţii referitoare la duritatea structurilor formate la 

fiecare temperatură de transformare, respectiv la fiecare viteză de răcire, 

ceea ce constituie o primă apreciere asupra caracteristicilor mecanice ale 

structurilor care rezultă în urma transformării austenitei.

PROPRIETĂŢILE CONSTITUENŢILOR STRUCTURALI REZULTAŢI ÎN URMA… 129 

5.1 Austenita 

Fig. 5.1 Celula cristalină a austenitei: 

a) Fe γ (C); b) Fe γ . 

Austenita este o soluţie solidă de carbon în fierul , are reţeaua 

cristalină a fierului adică CFC. Locul liber din centrul celulei elementare 

(1,02÷3,68Å) creează posibilitatea dizolvării unor cantităţi relativ mari de 

carbon în această celulă. Solubilitatea maximă a carbonului în austenită este 

de 2,11%C în greutate la temperatura de 1148 0 C sau aproximativ 5%C în 

atomi. Atomul de carbon se amplasează în centrul reţelei CFC sau în 

mijlocul muchiilor. Din punct de vedere cristalografic saturaţia maximă a 

austenitei cu carbon se realizează prin completarea tuturor golurilor din 

reţeaua CFC ( fig. 5.1). În acest caz concentraţia carbonului în austenită ar fi 

de 50% în atomi şi aproximativ 20% în greutate. Deoarece concentraţia 

atomică efectivă a carbonului nu poate fi mai mare de circa 5%, deci de 10 

ori mai mică, la saturarea maximă a austenitei cu carbon numai 10% din 

goluri sunt ocupate cu atomi de carbon, adică un atom de carbon revine în 

medie la 2,5 celule elementare. 

Carbonul în austenită se află 

în stare parţial ionizată, iar carbonul 

este probabil dublu ionizat, adică 

din învelişul electronic al carbonului 

participă doi electroni la formarea 

norului comun al cristalului. 

Prezenţa a doi atomi de carbon întro 

singură celulă este puţin probabilă 

( sau poate chiar imposibilă ) 

deoarece atomii de carbon având 

aceeaşi sarcină în fierul se resping electrostatic. Prezentarea schematică a 

structurii austenitei este arătată în figura 5.1a), de unde se observă că reţeaua 

austenitei este alcătuită din ioni de fier cu sarcină pozitivă între care este 

inclus un ion de carbon tot cu sarcină pozitivă. Dizolvarea C şi N în fierul 

provoacă o creştere a parametrului reţelei. 

Austenita este plastică, puţin dură, paramagnetică, rezistentă la 

coroziune, are cea mai mare greutate specifică şi cel mai mic volum specific 

dintre toţi componenţii aliajelor Fe-C, ceea ce înseamnă că la formarea 

austenitei (la încălzire) are loc o micşorare de volum, iar la transformarea ei 

(la răcire) o mărire de volum. Este stabilă în mod normal la temperaturi 

superioare temperaturii eutectoide care este influenţată de prezenţa 

elementelor de aliere, iar ca fază unică ocupă domeniul NJESGN numit 

câmpul sau domeniul austenitic.


a ) 

b ) 

c) 

Fig. 5. 2 Influenţa carbonului (a), 

a azotului şi manganului 

(b) şi a temperaturii (c) 

asupra parametrului 

reţelei [4] 

de austenită. 

Austenita prezintă o variaţie 

importantă de solubilitate a carbonului 

în funcţie de temperatură (linia ES). Ea 

poate fi obţinută la temperatură 

obişnuită fie prin călire ca austenită 

reziduală în oţelurile cu peste 0,6%C 

sau în oţeluri aliate, fie în condiţii 

normale de răcire (aer) în anumite 

oţeluri aliate. Austenita aliată este o 

soluţie de carbon şi unul sau mai multe 

elemente de aliere în fierul . Carbonul, 

azotul, borul formează cu austenita 

soluţii solide de pătrundere sau de 

interstiţie, adică atomii acestor 

elemente ocupă spaţiile dintre nodurile 

reţelei cristaline a fierului . Alte 

elemente cum sunt siliciul, nichelul, 

manganul, cromul formează soluţii 

solide de substituţie în care atomii de 

fier sunt înlocuiţi cu atomii elementelor 

de aliere. 

Elementele de aliere, cu 

excepţia manganului şi aluminiului 

micşorează tendinţa de creştere a 

grăunţilor de austenită la încălzire. 

Elementele Cr, Mo, W, V, Ti conţinute 

în carburi au o influenţă mult mai 

puternică decât Ni, Co, Si care sunt 

dizolvate. Carburile dizolvându-se greu 

în austenită, constituie bariere la unirea 

grăunţilor, ceea ce duce la obţinerea unor grăunţi de austenită mici chiar la 

supraîncălzire. Acest fapt constituie un mare avantaj la tratamente termice. 

Toate elementele de aliere (cu excepţia Co) măresc stabilitatea la 

transformare a austenitei. Influenţa cea mai puternică o au Mo, Mn, Cr, Si, 

Ni şi Cu. 

Austenita apare la microscop sub formă poliedrică, în această 

structură fiind caracteristică prezenţa maclelor. Cristalele mari, omogene, au 

diferite nuanţe, de la galben până la roşu-violet. Ca urmare a oxidării


superficiale datorită atacului chimic, o mare parte din cristale prezintă linii 

de clivaj. 

5.2 Ferita 

Ferita este o soluţie solidă de carbon în fierul ori în fierul (), cu 

o reţea CVC. Reţeaua CVC are locuri interstiţiale octaedrice şi tetraedrice. 

Interstiţiile octaedrice (fig.5.3 a)) sunt cele mai mici, în ele pot pătrunde 

atomi cu o rază mai mică de 0,19 

Å, sunt înconjurate de şase atomi 

aşezaţi în colţurile unui octaedru 

neregulat, fiind localizate în 

mijlocul muchiilor celulei şi în 

centrul feţelor (0,0,1/2). Interstiţiile 

tetraedrice sunt cele mai 

mari, în ele putând pătrunde 

atomi cu o rază atomică de 0,36 

Å, sunt înconjurate de patru 

atomi de Fe formând un tetraedru 

Fig. 5.3 Interstiţiile octaedrice (a) şi 

tetraedrice (b) în reţeaua CVC 

regulat şi sunt localizate pe faţa 

celulei (1/2,1/4,0). Din considerente 

simple, geometrice, se 

ajunge la concluzia că Fe() nu ar putea dizolva carbon, întrucât cele două 

spaţii interstiţiale au un diametru mult mai mic decât diametrul atomului de 

carbon (1,54 Å, iar raza este 0,77 Å). Totuşi fierul poate să dizolve 

cantităţi mici de carbon, solubilitatea maximă este de 0,0218%C la 727 0 C 

în fierul şi 0,09% C la 1145 0 C în fierul (). Această solubilitate a 

carbonului în Fe() este condiţionată de faptul că reţeaua reală are 

numeroase defecte (imperfecţiuni) mai ales pe limitele grăunţilor, deci 

capacitatea fierului de a dizolva o cantitate mai mică de carbon se explică 

prin existenţa imperfecţiunilor din reţeaua cristalină (vacanţe, atomi străini, 

dislocaţii, limitele dintre grăunţi, sublimitele, ş.a.). 

Atomii de carbon pătrund în golurile octaedrice cu toate că acestea 

sunt mai mici, aceasta deoarece raza atomului de carbon fiind mai mare 

decât a locului interstiţial va deplasa numai cei doi atomi paraleli cu muchia 

cubului (fig. 5.4). Dacă atomii de carbon s-ar aşeza în locurile tetraedrice ar


Fig. 5.4. Aşezarea atomului de 

carbon în golul octaedric 

mult proprietăţile mecanice ale feritei. 

trebui să deplaseze pe toţi cei patru 

atomi care-i înconjoară şi astfel 

tensionarea ar fi mult mai puternică. 

În afară de carbon, ferita mai 

poate dizolva şi alte elemente de 

aliere cum sunt: N, Mn, Si, P, Cr, V, 

Mo, etc., în acest caz constituentul se 

numeşte ferită aliată. Ferita aliată are 

proprietăţi diferite în funcţie de 

natura şi cantitatea elementului (sau 

elementelor) de aliere. Cu cât 

deformarea reţelei este mai intensă, 

cu atât duritatea este mai mare. 

Compresiunea reţelei provoacă o 

durificare mai mare decât întinderea. 

Elementele de aliere influenţează 

proprietăţile mecanice ale feritei în 

ordinea următoare: Cr – W – Mo – Ni 

– Mn – Si. Siliciul modifică cel mai 

Tabelul 5.1 Caracteristicile mecanice ale constituenţilor structurali din 

diagrama Fe-C [6] 

Proprietatea Simbol U.M. Fier Ferită Perlită Cementită 

pur 

Duritate HB daN/mm 2 70 80 180 cca. 800 

Rezistenţă R m daN/mm 2 2530 30 80 - 

Limită de R 0,2 daN/mm 2 12 15 38 - 

curgere 

Alungirea A % 50 40 12 - 

Gâtuirea Z % 75 70 15 - 

Rezilienţa KCU daJ/cm 2 25 20 36 - 

În figura 5.5 se arată influenţa elementelor de aliere asupra unor 

proprietăţi ale feritei. După cum se observă în această figură elementele de 

aliere măresc rezistenţa la rupere (fig.5.5 a)) fără să modifice sensibil 

alungirea ( fig.5.5 b)) cu excepţia Mn şi Si când conţinutul lor depăşeşte 2,5 

– 3,0%. Rezistenţa la rupere este mărită cel mai mult de Mn, Si, şi Ni. Dacă 

conţinutul în elemente de aliere depăşeşte 1 – 2% are loc o scădere bruscă a


rezilienţei (fig.5.5 c)). Excepţie face Ni care duce la mărirea rezilienţei, ceea 

ce explică ductilitatea mare a oţelurilor cu Ni. 

Fig. 5.5. Influenţa elementelor de aliere asupra proprietăţilor feritei [6] 

Proprietăţile feritei depind de mărimea grăuntelui. Cu cât grăuntele 

este mai mare cu atât scade duritatea, rezistenţa şi rezilienţa şi cresc 

proprietăţile plastice (alungirea şi gâtuirea). Viteza de răcire, de asemenea, 

modifică proprietăţile feritei. După o încălzire la 650 – 900 0 C şi răcire lentă 

proprietăţile feritei nu se modifică. Răcirea rapidă de la 900°C provoacă o 

mărire a durităţii cu 15 – 20 HB, în timpul menţinerii are loc şi o durificare, 

astfel că duritatea creşte şi mai mult. 

După domeniul şi condiţiile în care se produce separarea, ferita poate 

fi ori ferită eutectoidă (perlitică) ori ferită hipoeutectoidă (liberă sau 

proeutectoidă). 

Ferita eutectoidă sau ferita perlitică se separă din austenita de 

concentraţie eutectoidă (0,77 %C) la temperatura constantă de 727 0 C în 

condiţii de echilibru. 

Ferita hipoeutectoidă sau ferita liberă se separă din austenita cu mai 

puţin de 0,77% C în intervalul de transformare cuprins între liniile GOS şi 

GPS din diagrama Fe-C, deci precede transformarea eutectoidă. 

După aspectul microscopic, ferita poate fi: poliedrică, în formă de 

reţea, lamelară, globulară ori aciculară. 

Ferita poliedrică apare, ca ferită hipoeutectoidă, în oţeluri cu 

conţinut scăzut de carbon ( sub 0,4 %C ), la răcirea lentă. La microscop se 

prezintă sub formă poligonală având o cantitate variabilă de perlită situată 

intercristalin.

F o rţa , d a N 


Ferita în reţea apare, ca ferită hipoeutectoidă, în oţeluri cu conţinut 

mai ridicat de carbon (sub 0,4 – 0,77% C), sub forma unei reţele care 

îmbracă zonele de perlită, reţeaua fiind cu atât mai fină cu cât procentul de 

carbon este mai mare şi dispărând complet în oţelul pur eutectoid. Ea apare 

în urma unei răciri lente din domeniul austenitic. Întrucât ferita, fază 

proeutectoidă, se formează la marginea grăunţilor de austenită este posibil 

pentru aliaje care conţin 0,49 – 0,60% C de a se determina aproximativ 

dimensiunea grăunţilor de austenită primară, din care s-a format (metoda 

reţelei de ferită). 

Ferita lamelară formează masa de bază în perlita lamelară (având 

aspectul de lamele care alternează în structură cu lamelele de cementită). 

Ferita globulară este constituită din grăunţi cu dimensiuni foarte 

variate (pe fond de poliedre mari apar numeroase globule mici în formă de 

picături) şi apare în oţelurile aliate răcite mai rapid. 

Ferita aciculară se prezintă în structură sub formă de ace şi poate fi 

observată atât în structura Widmannstätten cât şi în unele oţeluri aliate răcite 

rapid. În structura Widmannstätten ferita aciculară apare, în oţeluri 

hipoeutectoide, dispusă după anumite planuri cristalografice ale grăunţilor 

iniţiali, cu unghiuri caracteristice între ace de 60, 90 şi 120 0 . Ferita apare la 

microscop de culoare albă (la atac cu nital) cu grăunţi de dimensiuni 

diferite. 

A lu n g ire a , % 

Fig. 5. 6 Evoluţia curbei de tracţiune a fierului policristalin 

în funcţie de temperatura de încercare [2]


În figura 5. 6 se observă că la temperatura ambiantă fierul pur, care 

este constituit din ferită pură (fără carbon), are o limită de elasticitate destul 

de scăzută asociată cu o foarte bună ductilitate caracterizată printr-o alungire 

la rupere importantă. În practică, ferita rezultată în urma transformării 

austenitei este un constituent mai complex şi este bine stabilit acum că 

proprietăţile ei depind de mai mulţi factori, dar mai importanţi sunt 

următorii: 

Elementele din soluţia solidă, fie de interstiţie ca azotul şi carbonul, 

fie de substituţie ca cromul, manganul , siliciul şi fosforul influenţează 

proprietăţile feritei. Figura 5.7 arată, cu excepţia cromului care are o 

influenţă puţin negativă, că toate elementele cresc limita de elasticitate a 

Lim ita de elasticitate, d a N /m m 2 

E lem ente de aliere, % în greutate 

Fig. 5. 7 Exemple ale influenţei elementelor din soluţie 

asupra limitei de elasticitate a feritei. [2] 

feritei, mai active fiind de departe carbonul şi azotul interstiţiale; urmează 

apoi toate elementele de substituţie din soluţie, dar cel mai activ este 

fosforul. Anumite elemente au, de asemenea, o influenţă sensibilă asupra 

rezilienţei: aceasta este favorabilă pentru nichel şi mangan care coboară 

temperatura de tranziţie şi defavorabilă pentru azotul interstiţial care o 

ridică. 

Precipitatele fine, de exemplu carburi, nitruri sau carbonitruri, 

obţinute prin adăugarea de elemente având o mare afinitate pentru carbon 

sau pentru azot; prezenţa lor se traduce printr-o durificare ca şi printr-o


creştere a limitei de elasticitate şi a rezistenţei feritei. Importanţa acestei 

creşteri de caracteristici este în funcţie de natura, cantitatea, mărimea şi 

repartiţia precipitatelor. Ea este însoţită din păcate de o scădere mai mult sau 

mai puţin vizibilă a proprietăţilor de rezilienţă. 

Asupra bazelor fizice ale acestui fenomen de durificare intervine 

teoria dislocaţiilor. Dintre obstacolele susceptibile a se opune deplasării 

dislocaţiilor şi a durifica metalul fac parte atomii din soluţia solidă şi 

precipitatele susceptibile a se forma plecând de la elementele din soluţia 

solidă suprasaturată. Această precipitare se efectuează în trei stadii: primul 

este atunci când apare fenomenul de preprecipitare caracterizat prin 

gruparea atomilor în “ zonele Guinier Preston ”, al doilea, când are loc 

formarea de precipitate coerente în care există o anumită continuitate cu 

liniile atomilor şi planele reticulare ale matricei, şi al treilea , când reţelele 

cristaline sunt suficient de apropiate. În cazul particulelor de carburi, nitruri 

sau carbonitruri de V, Nb sau Ti, contribuţia lor la creşterea limitei de 

elasticitate a feritei depinde de fracţia volumică şi de mărimea particulelor 

conform relaţiei ASHBY – OROWAN: 

σ 

D 

5 ,9 

x 

f 

1 / 

2 

x 

ln 

5 10 

(5.1) 

4 

în care: f este fracţia volumică a particulelor; x- diametrul mediu de 

intersecţie planară al particulelor (x = 0,89165 · d, în m) ; 

d - diametrul particulelor, în m. 

În practică, precipitatele mai interesante din punctul de vedere al 

posibilităţilor de durificare sunt precipitatele coerente de carbonitruri de V, 

Nb sau Ti formate în ferită, în timp ce aceleaşi precipitate, neaflate total în 

soluţie sau formate în austenită înainte de transformarea ei în ferită, nu au 

aproape nici un efect de durificare. 

5. 3 Cementita 

Cementita conţine 6,67%C şi este compusul chimic al carbonului cu 

fierul având formula Fe 3 C, numită şi carbură de fier . 

Cementita are reţea ortorombică, nu prezintă transformări alotropice, 

este cel mai dur constituent al aliajelor Fe-C (peste 800 HV), nu este


plastic, este casant şi fragil. Este stabilă la temperaturi mai joase de 727 0 C, 

însă în anumite condiţii se poate descompune şi sub 727 0 C în ferită şi grafit. 

La temperaturi joase este slab feromagnetică, iar peste 210 – 215 0 C 

(punctul Curie) devine paramagnetică (punctul A 0 ). În unele cazuri atomii 

de fier pot fi înlocuiţi parţial sau total cu atomi de alte elemente formând 

cementită sau carburi de tipul cementitei – (Fe, Me) 3 C, Me 3 C – cum ar fi, de 

exemplu, (Fe, Mo) 3 C, (Fe, W) 3 C, (Fe, Cr) 3 C, ş.a. Cementita aliată are 

proprietăţi fizice, mecanice şi termice ameliorate. La temperaturi superioare 

punctului Ac 1 cementita se descompune în austenită şi carbon. Unele 

elemente de aliere (Mn, Cr, V, W, ş.a.) îi măresc stabilitatea la temperatură, 

împiedicând descompunerea, iar altele (Si, Ni, ş.a.) au o acţiune contrară. 

Temperatura de topire nu este cunoscută precis, deoarece înaintea topirii se 

descompune. Prin calcule s-a determinat temperatura de topire de 1227 0 C. 

După domeniul şi condiţiile în care se formează, cementita poate fi: 

primară, eutectică (ledeburitică), secundară, eutectoidă (perlitică) şi terţiară. 

Toate aceste cementite, formate din lichid, austenită sau ferită, au aceeaşi 

compoziţie chimică de 6,67% C. 

Cementita primară se separă din faza lichidă, în intervalul de 

temperaturi cuprinse între ramura lichidus CD şi linia eutectică CF şi apare 

în fontele albe hipereutectice ca fază în exces. La microscop apare sub 

formă de lamele, benzi sau plăci. 

Cementita eutectică este un element structural constitutiv al 

eutecticului ledeburită şi în condiţii de echilibru se separă la temperatura 

constantă de 1148 0 C din soluţia lichidă de concentraţie eutectică (4,3% C). 

Cementita secundară se separă din cristalele de austenită la marginea 

acestora, în intervalul de temperaturi cuprinse între 1148 0 C şi 727 0 C. Din 

diagrama Fe-C se observă că austenita are concentraţia de carbon maximă 

de 2,11% C la 1148 0 C (punctul E), iar la temperatura de 727 0 C 

concentraţia este de 0,77% C (punctul S), scăderea concentraţiei se explică 

prin separarea la răcire a unei faze bogate în carbon, care este tocmai 

cementita secundară. În oţeluri hipereutectoide se separă în intervalul de 

temperaturi cuprins între linia SE şi linia eutectoidă, iar în fonte între linia 

ECF şi linia eutectoidă. În oţeluri hipereutectoide apare sub formă unei 

reţele intercristaline sau sub formă fin aciculară, iar în fonte sub formă de 

insule. Cantitatea maximă de cementită secundară o conţin aliajele cu 

2,11%C. Cu cât conţinutul de carbon este mai mare cu atât este mai groasă 

şi reţeaua de cementită. Cementita secundară se separă în formă de reţea 

numai la o răcire relativ lentă. Dacă răcirea decurge mai rapid, carbonul nu 

are timp să ajungă din interiorul cristalitelor de soluţie solidă (austenită)


până la marginea lor, ca urmare cementita secundară se separă parţial sau 

total în interiorul cristalelor de austenită sub formă de ace alungite. Dacă 

răcirea decurge şi mai repede formarea precipitatelor este împiedicată cu 

totul şi se formează o perlită suprasaturată în carbon având lamelele foarte 

fine. 

Reţeaua de cementită secundară este nedorită deoarece în felul 

acesta se întrerupe legătura dintre grăunţii tenaci de perlită printr-un 

constituent extrem de dur şi fragil. Din această cauză oţelul este dur, fragil, 

după răcire relativ lentă, deosebit de sensibil la şocuri, greu prelucrabil prin 

aşchiere. 

În cazul rectificării oţelurilor cu reţea de cementită apar inevitabil 

numeroase fisuri care vor duce la distrugerea prematură a pieselor. La 

călirea unor astfel de aliaje de-a lungul limitelor grăunţilor se formează uşor 

fisuri de călire. De aceea cementita secundară din oţelurile hipereutectoide 

(şi în acelaşi timp şi lamelele de cementită din perlită) este transformată, 

printr-o recoacere de înmuiere în formă globulară, mai favorabilă din punct 

de vedere al prelucrării mecanice şi a călirii. 

Cementita eutectoidă este cementita obţinută la descompunerea 

austenitei la temperatura (727 0 C) şi concentraţia (0,77% C) eutectoidă. Este 

un element constitutiv al eutectoidului perlită din oţeluri şi fonte. Ea apare, 

de obicei, sub formă de lamele prinse într-o masă de ferită, formând cu 

aceasta perlita. 

Cementita terţiară se formează prin precipitarea din ferită la 

temperaturi inferioare punctului A 1 (727 0 C). La 727 0 C ferita dizolvă 

0,0218% C. Pe măsura scăderii temperaturii se reduce şi solubilitatea 

carbonului în fierul în lungul curbei PQ şi se precipită o fază bogată în 

carbon care este cementita terţiară. Ea apare sub formă de insule aşezate la 

rosturile dintre cristale sau sub formă de reţea. Cementita terţiară produce o 

scădere a plasticităţii oţelului. 

După aspectul microscopic cementita poate fi: lamelară, globulară, 

aciculară, în benzi, în plăci ori în insule sau în reţea. 

Cementita lamelară apare sub formă de lamele în perlita din oţeluri 

şi fonte. 

Cementita globulară apare sub formă de globule într-o masă metalică 

de ferită, în oţelurile eutectoide şi hipereutectoide, după o recoacere de 

globulizare (de înmuiere). Dimensiunile globulelor depind de temperatura 

de recoacere şi de durata de menţinere la această temperatură.


Cementita aciculară apare la răcirea rapidă în oţelurile 

hipereutectoide cu granulaţie mare, ea se prezintă sub forme de ace aşezate 

de cele mai multe ori pe direcţii care formează între ele unghiuri de 60 0 . 

Cementita în benzi apare ca cementită primară în fontele 

hipereutectoide. 

Cementita în plăci sau în insule apare ca cementită terţiară în oţeluri, 

ori ca cementită secundară, rezultată din austenită, în fonte. 

Cementita în reţea apare în oţeluri hipereutectoide la răcire lentă 

(cementita secundară). Are formă de reţea intercristalină (la graniţele 

fostelor granule de austenită din care a rezultat) cu atât mai pronunţată cu 

cât conţinutul de carbon al oţelului este mai mare. 

Cementita apare la microscop de culoare albă (atac cu reactivi uzuali 

– nital) sau de culoare cafenie închisă la atacul cu soluţie de picrat de sodiu 

la fierbere. 

5.4 Perlita 

Perlita este un amestec mecanic de ferită şi cementită. Aceste două 

faze se separă simultan, în condiţii de echilibru, la temperatură constantă 

(727 0 C) din austenita de concentraţie eutectoidă ( 0.77% C ) la răcire lentă. 

Are rezistenţă, duritate şi tenacitate mari, aceste proprietăţi având valori cu 

atât mai ridicate cu cât cementita din perlită se găseşte în formaţii mai fine. 

În oţeluri aliate şi în unele fonte procentul de carbon în perlita pură variază, 

de obicei se micşorează. În oţelurile şi fontele aliate, atât ferita cât şi 

cementita dizolvă cel puţin parţial elemente de aliere, formându-se astfel 

perlita aliată. Şi în cazul oţelurilor nealiate perlita poate avea concentraţii de 

carbon în funcţie de viteza de răcire. 

După aspectul microscopic perlita poate fi: lamelară, globulară sau 

în rozetă. 

Perlita lamelară, formată din lamele de cementită prinse într-o masă 

de bază de ferită, apare la răcirea lentă de la temperaturi mai înalte decât 

temperatura punctului A 1 (727 0 C), prin transformarea eutectoidă a 

austenitei. Ea are aspectul unei amprente digitale şi o duritate de 200 – 240 

HB. 

Perlita globulară în care cementita se găseşte sub forme de globule 

într-o masă metalică diferită, se poate obţine printr-o recoacere de 

globulizare (de înmuiere) a perlitei lamelare, duritatea fiind cuprinsă între 

160 şi 180 HB. Perlita globulară are cea mai bună prelucrabilitate prin


aşchiere, întrucât tăişurile sculelor nu trebuie să taie decât ferita, globulele 

de cementită fiind împinse la o parte sau smulse în cursul aşchierii, fără să 

fie tăiate de scule. De asemenea, perlita globulară asigură o bună prelucrare 

prin deformare la rece deoarece curgerea materialului este realizată de masa 

de bază feritică, moale şi tenace, micile globule de cementită neinfluenţând 

mult curgerea materialului. 

Perlita în rozetă este o perlită fină cu aspect radial, apare în oţelurile 

încălzite la temperaturi ridicate, temperaturi de la care ulterior sunt răcite în 

aer. 

Perlita apare la microscop de culoare închisă datorită unor efecte de 

umbre. Printr-un atac mai puternic cu acid azotic, într-un oţel hipereutectoid 

perlita apare de culoare închisă până la negru, în timp de reţeaua de 

cementită nu este atacată şi rămâne albă. 

Un număr mare de încercări experimentale au arătat că proprietăţile 

perlitei depind de mărimea nodulelor şi de distanţa interlamelară (grosimea 

totală a lamelelor de ferită şi cementită sau distanţa între centrele lamelare). 

La creşterea gradului de suprarăcire T, creşte şi diferenţa de 

energie F şi numărul germenilor care au drept urmare micşorarea 

distanţelor interlamelare din perlită. Distanţa interlamelară din perlită este 

caracteristica structurală cea mai importantă. 

Limita de elasticitate şi rezistenţa la rupere sunt puternic influenţate 

de distanţa interlamelară 0 . Cu cât scade 0 cu atât cresc valorile acestor 

caracteristici de rezistenţă. 

Între limita de elasticitate a perlitei ( y ) şi distanţa interlamelară 0 

s-a stabilit relaţia următoare: 

y = b + k 2 ( % Si ) + k 3 ( % N ) 1/2 + k y 0 

-1/2 

(5.2) 

în care: b, k 2 , k 3 şi k y sunt constante. 

Mărimea nodulelor de perlită are o influenţă importantă asupra 

caracteristicilor de rezilienţă, fineţea structurii având în acest caz o influenţă 

favorabilă.


5. 5 Bainita 

Microstructura bainitei este formată din ferită suprasaturată în 

carbon ’ şi carburi globulare fine Fe x C. Trebuie făcută o distincţie între 

bainita formată în apropierea maximului cinetic (stabilitatea minimă a 

austenitei, t min ) numită bainită superioară şi bainita formată la temperaturi 

joase deasupra punctului M s , numită bainită inferioară şi care are o structură 

aciculară asemănătoare martensitei. 

Bainita are o rezistenţă şi o duritate mai mare decât troostita, 

diferenţele fiind cu atât mai mari cu cât temperatura izotermică de 

transformare este mai scăzută. 

Rezistenţa ridicată a bainitei se datorează dimensiunilor mici ale 

cristalelor de ferită, dispersiei precipitatelor de carburi, densităţii mari a 

dislocaţiilor şi distorsiunii reţelei feritei datorită suprasaturării cu carbon. 

În diagramele TTT la răcire continuă a oţelurilor carbon şi a unor 

oţeluri aliate cu conţinut mic de carbon este în general dificil să se obţină 

structuri constituite numai din bainită. La aceste oţeluri în urma 

tratamentelor termice alături de bainită se obţin şi alţi constituenţi: ferită, 

perlită sau martensită. Din aceste considerente proprietăţile bainitei sunt mai 

greu de determinat. 

În cazul diagramelor TTT izoterme, pentru oţeluri cu conţinut ridicat 

de carbon, se pot obţine structuri complet bainitice şi, în acest caz, se poate 

ajunge la o bună cunoaştere a proprietăţilor acesteia. 

Proprietăţile bainitei se situează între proprietăţile amestecurilor 

ferito-perlitice şi martensitice. 

Din figura 5. 8 rezultă că rezistenţa bainitei creşte rapid atunci când 

temperatura transformării izoterme scade în apropierea temperaturii M S care 

atinge valori ridicate. În figura 5. 9 se poate observa că în cazul oţelurilor cu 

conţinut scăzut de carbon există două structuri de bainită care au o bună 

comportare la rupere fragilă; prima este o bainită formată la temperaturi 

relativ înalte şi are o rezistenţă mai scăzută decât ar fi fost posibil de obţinut 

la o transformare bainitică, iar a doua este o bainită inferioară formată la 

temperaturi scăzute. Trebuie menţionat că, oricare ar fi tipul de bainită, 

limita de elasticitate şi rezistenţa la rupere fragilă pot fi ameliorate prin 

micşorarea grăuntelui austenitic iniţial din care aceasta provine. 

Bainita este un constituent metastabil ce evoluează în cursul revenirii 

ducând la modificarea proprietăţilor.

Rezistenţa la tracţiune, MPa 

Temperatura de tranziţie, °C 


Temperatura , °C 

Fig. 5. 8. Rezistenţa la tracţiune a oţelurilor conţinând între 0,05 şi 

0,20 % C, în funcţie de structura rezultată din transformarea 

austenitei [2] 

Rezistenţa la rupere, daN/mm 2 

Fig. 5. 9 Relaţia dintre rezistenţa la rupere şi temperatura de transformare, 

pentru oţeluri bainitice cu conţinut scăzut de carbon. [2]


5. 6 Martensita 

Martensita este o soluţie solidă de carbon în fierul , suprasaturată şi 

metastabilă. Denumirea de martensită provine de la numele ing. ADOLF 

MARTENS ( 1850 – 1914 ). 

Principala caracteristică a martensitei oţelurilor este duritatea sa 

ridicată , care depinde practic numai de conţinutul în carbon, influenţa 

carbonului fiind mult mai accentuată decât în structurile de echilibru. O 

martensită cu 0,4 %C are o duritate de ordinul a 60 HRC (cca. 700HV) aşa 

cum se poate vedea în figura 5.10 . 

Fig. 5.10 Variaţia durităţii aliajelor 

Fe-C în fincţie de conţinutul 

în carbon [2] 

Principalele cauze ale durităţii ridicate a martensitei sunt: 

- tensionarea reţelei cristaline ca urmare a suprasaturării cu carbon 

a soluţiei solide (ferita); 

- creşterea densităţii de dislocaţii; 

- formarea de aglomerări de carbon la dislocaţii 

- precipitarea de particule disperse de carburi din soluţia solidă . 

În schimb, martensita are o tenacitate foarte scăzută, fiind fragilă ( o 

rezilienţă foarte scăzută ). 

Duritatea martensitei poate atinge valori maxime de 65…66 HRC. 

Rezistenţa mecanică mare şi plasticitatea redusă, ce caracterizează 

martensita sunt rezultatul complexităţii structurii acesteia, o soluţie solidă 

suprasaturată cu carbon interstiţial şi reţea tetragonală formată prin procese 

de alunecare ce dau naştere unei mari densităţi de dislocaţii şi macle interne.


S-a demonstrat că limita de curgere a martensitei este proporţională cu C 2 , 

unde C este concentraţia în carbon: la C = 0,6…0,8%, limita de curgere se 

încadrează între 140…150 daN/mm 2 . Prezenţa dislocaţiilor şi a maclelor 

interne are influenţă, de asemenea, asupra limitei de curgere şi a rezistenţei 

la rupere la tracţiune. 

Martensita este un constituent rezistent la coroziune atmosferică şi 

cu bune proprietăţi magnetice. 

5.7 Alte structuri 

Troostita de călire este un amestec de ferită şi cementită, extrem de 

fin. Denumirea provine de la numele chimistului francez L. J. Troost (1825- 

1911). Se obţine la o călire moderată, cu o viteză de răcire mai mică decât 

cea critică. La microscop (măriri de 300x ) apare sub formă de pete negre, 

sferoidale sau sub formă de rozete, situate la marginea grăunţilor (foşti 

austenitici). Are o duritate de 35 – 40 HRC, tenacitate şi plasticitate mai 

ridicată decât a bainitei. Este puţin rezistentă la atacul reactivilor 

metalografici, din care cauză apare puternic colorată în negru. 

Sorbita de călire se obţine la o răcire continuă mai lentă decât ce a 

troostitei. Este un amestec de ferită şi cementită mai puţin fin decât troostita. 

La măriri de 600x apare aspectul lamelar clar. Gradul de dispersie creşte cu 

viteza de răcire. Denumirea provine de la numele metalurgistului englez H. 

C. Sorby (1826– 1908). Are o duritate sub 300 HB (tab. 5.2). Plasticitatea şi 

tenacitate sunt mai ridicate decât la troostită. 

Martensita de revenire apare din martensita de călire în urma 

revenirii joase (100…250 0 C) şi asigură oţelurilor carbon rezistenţă la 

tracţiune şi duritate mari, în dauna tenacităţii. Valorile alungirii şi gâtuirii 

sunt mici. 

Troostita de revenire apare din martensita de revenire sau călire în 

urma revenirii medii ( 300…500 0 C ) şi este constituită dintr-un amestec de 

ferită nerecristalizată şi cementită parţial sferoidizată. Cu toate că 

proprietăţile de rezistenţă şi duritate scad cu creşterea temperaturii, limita de 

elasticitate se menţine la valori ridicate. 

Sorbita de revenire apare din martensita sau troostita de revenire în 

urma revenirii înalte (500…650 0 C). Proprietăţile de plasticitate ale acesteia 

(alungirea şi gâtuirea) cresc cu creşterea temperaturii de revenire, gâtuirea la 

rupere prezentând un maxim la 600…650 0 C. Sorbita de revenire (amestec 

ferito-cementitic cu grad de dispersie mare) este constituentul structural care


Tabelul 5.2 Gradul de fineţe al structurilor de tip perlitic [5] 

îmbină în modul cel mai favorabil caracteristicile de rezistenţă mecanică cu 

cele de plasticitate. Faptul că sorbita de revenire are tenacitate superioară 

sorbitei rezultate la descompunerea izotermă a austenitei se explică prin 

forma diferită a cementitei în cele două amestecuri mecanice. Astfel, în timp 

ce precipitatele de cementită în sorbita rezultată prin descompunerea la 

încălzire a martensitei au formă globulară, în sorbita rezultată prin 

transformarea austenitei la răcire, forma cementitei este lamelară.


BIBLIOGRAFIE 

1. DIETER, G., Metalurgie mecanică. Editura Tehnică Bucureşti, 

1970. 







AFNOR : 2-12-260121-6. 

4. VERMEŞAN, G., Diagrama Fe-C, Institutul Politehnic Cluj-Napoca, 

1976. 

5. VERMEŞAN, H., MUNTEANU, A., VERMEŞAN, G., NEGREA, 

G., Carburarea, Editura RISOPRINT Cluj-Napoca, 2001, ISBN 973- 

656-079-1. 

6. COLAN, H.,-Studiul metalelor, Institutul Politehnic Cluj- Napoca, 

1977.

Capitolul 6 

RECOACEREA DE OMOGENIZARE 

Scopul recoacerii de omogenizare este uniformizarea prin difuzie a 

neomogenităţilor chimice, fizice şi structurale, rezultate în urma solidificării 

în condiţii reale a oţelurilor. Neomogenitatea chimică provocată în procesul 

de cristalizare a aliajului este cunoscută sub denumirea de segregaţie. 

a) b) 

Fig. 6.1 Formarea şi creşterea segregaţiilor intercristaline 

a) modificarea concentraţiei cristalelor în timpul solidificării; 

b) curbele de segregaţie ale manganului şi molibdenului într-un oţel 

de îmbunătăţire, c-concentraţia în elementul de aliere; C m - concentraţia 

medie a elementului de aliere în cristal; C 0 – concentraţia în 

elementul de bază; C 0 ’ – concentraţia germenilor S 0 ; C f – concentraţia 

spaţiilor intercristaline; C f ’ – concentraţia în centrul grăuntelui; 

T f – temperatura de solidificare corespunzătoare concentraţiei C 0 ; 

T 0 – temperatura lichidus pentru concentraţia C; S 0 – începutul solidificării 

germenilor; M f – solidificarea în proporţie de 50% a 

germenilor; S f – punctul solidus a lichidului rămas [1]


Segregaţia poate fi macroscopică (segregaţie zonală) şi microscopică 

(intracristalină sau dendritică şi intercristalină). Macrosegregaţia se 

caracterizează prin diferenţe de compoziţie chimică între diferite părţi ale 

produsului şi nu poate fi redusă prin recoacere de omogenizare (de difuzie). 

Segregaţia intracristalină sau dendritică – neomogenitate de compoziţie în 

interiorul aceleiaşi cristalite (fig. 6.1 ) şi cea intercristalină – neomogenitate 

de compoziţie între cristale şi constituenţii dintre ele – pot fi atenuate sau 

eliminate prin recoacere de omogenizare. 

Gradul de neomogenitate chimică a structurii dendritice se poate 

exprima prin: indicele de segregaţie ( I s ) al fiecărui element de aliere, 

gradul de segregaţie al elementului de adaus în structura dendritică ( G s ) şi 

gradientul de concentraţie dat ( G c ): 

C C 

max SI 

I 1 ; (6.1) 

s 

C C 

min 

ID 

G 

s 

C 

C 

C 

max min 

; (6.2) 

med 

G c 

C 

C 

max min 

(6.3) 

b 

în care: C max , C min şi C med sunt concentraţiile maxime, respectiv 

minime şi medii, în elementul de aliere; 

b – semilăţimea dendritei în zona analizată ( fig. 6.2 a)). 

Structura dendritei se mai poate caracteriza prin lungimea totală a 

dendritei ( l ) şi distanţa dintre ramurile secundare ( l ), aşa cum se poate 

observa şi în figura 6.2a). 

O serie de elemente de aliere ( C, P, S, N, Mn, Ni, Cr, Si ) 

favorizează apariţia segregaţiei. 

Microsegregaţia poate să fie orientată sau neorientată. În cazul când 

microsegregaţia este orientată, produsul are o structură în benzi. Această 

structură în benzi poate fi accentuată prin deformare plastică, care duce la o 

alungire a grăunţilor. Ea se poate caracteriza prin distanţa ( ) şi diferenţa 

de concentraţie dintre benzi ( şiruri ). Distanţa poate fi modificată prin 

deformare plastică, iar diferenţa de concentraţie prin aplicarea recoacerii 

de omogenizare (fig. 6.3 ). În figura 6.3 se arată efectul deformării plastice 

asupra distanţei dintre straturi.

RECOACEREA DE OMOGENIZARE 149 

b) 

Fig. 6.2. Segregaţia dendritică:a) caracteristicile unei dendrite; b) modificarea 

indicelui de segregaţie (S) şi a distanţei dintre axele dendritelor pe 

secţiunea unui bloc de oţel 35CrMnSi5 [1] 

Fig. 6.3 Influenţa deformării (sus) 

şi a recoacerii de difuzie 

(jos) asupra gradientului 

de concentraţie [1]


Structura dendritică este cu atât mai accentuată cu cât pereţii pieselor 

sunt mai groşi, fiind neuniformă chiar în secţiunea aceluiaşi perete al piesei. 

Structura dendritică nu este corespunzătoare nici din punct de vedere 

tehnologic şi nici din punct de vedere al caracteristicilor de exploatare. 

Această structură determină micşorarea capacităţii de deformare plastică la 

cald, mărirea tendinţei de formare a fulgilor, creşterea sensibilităţii la rupere 

intercristalină, crearea condiţiilor pentru formarea structurii în benzi care 

accentuează anizotropia proprietăţilor (fig. 6.4), reducerea rezistenţei la fluaj 

şi la coroziune electro-chimică. 

Fig. 6.4 Influenţa structurii dendritice 

asupra rezilienţei: 

structură fără dendrite ; 

structură cu dendrite 

[1]. 

Parametrii tehnologici principali ai recoacerii de omogenizare sunt 

temperatura (t) şi durata (). Aceşti parametrii se pot stabili din legile 

difuziei, ale lui Fick. 

Ecuaţia diferenţială a difuziei (legea a doua a lui Fick) pentru cazul 

uni-direcţional şi pentru D=const. are forma: 

c 

τ 

 

2 

c 

D 

2 

x 

(6.4)


Dacă se consideră că variaţia concentraţiei elementului segregat este 

sinusoidală, aşa cum se arată în figura 6.1, atunci soluţia ecuaţiei 

diferenţiale are forma: 

2 

π D τ 

c C exp 

 

 

0 

2 

(6.5) 

λ 

în care: c este diferenţa de concentraţie după recoacerea de omogenizare; 

C 0 - diferenţa de concentraţie înaintea recoacerii de omogenizare; 

- distanţa dintre şiruri ( benzi ); 

D - coeficientul de difuzie ( care depinde de temperatură ); 

- durata de menţinere. 

Pentru a determina parametrii tehnologici ai recoacerii de 

omogenizare folosind soluţia ecuaţiei lui Fick dată în relaţia (6.5) se cer 

cunoscute diferenţele de concentraţie înainte şi după recoacerea de 

omogenizare, distanţa dintre şiruri şi coeficientul de difuzie. 

Regimurile de încălzire se aleg în funcţie de calitatea materialului, 

de forma şi mărimea produselor turnate. Se recomandă folosirea regimului 

de preîncălzire ( t pî = 500…600 0 C ) sau a celui cu viteză constantă ( v î = 

50…100 0 C/h ) până la cca. 600 0 C (fig. 6.5). 

Fig. 6.5 Diagrama recoacerii de omogenizare [2]


Temperatura este parametrul cu cea mai mare influenţă asupra 

proceselor care au loc la recoacerea de omogenizare. Teoretic, 

omogenizarea cea mai rapidă şi mai completă se realizează în apropierea 

temperaturii de topire a oţelurilor (1400 – 1450 0 C pentru majoritatea 

oţelurilor aliate). Practic, nu se recomandă o asemenea valoare a 

temperaturii deoarece: se distrug rapid instalaţiile de încălzire, se pierde 

material metalic prin oxidare ( grosimea stratului de oxid poate atinge 5 – 6 

mm ), scade rezistenţa mecanică a produselor ( rezistenţa la fluaj a oţelului 

la aceste temperaturi este cu cca. 1 – 2 daN / mm 2 , (mai mică decât a 

plumbului la temperatura ambiantă ) ceea ce determină o deformare sau o 

rupere a lor sub greutatea proprie, creşte exagerat grăuntele omogenizat. Din 

aceste considerente temperatura de omogenizare ( t f ) se determină, 

orientativ, cu relaţia: 

t f = ( 0,7…0,9 ) · t s (6.6) 

în care t s este temperatura solidusului real al oţelului. 

Fig. 6.6 Domeniul de temperaturi 

pentru recoacerea de 

omogenizare la oţeluri [2] 

Valorile superioare ale temperaturii se aleg pentru aliaje cu tendinţă 

redusă de segregare interdendritrică şi cu puncte de topire coborâte sau 

medii, iar cele inferioare pentru aliaje cu puncte de topire ridicate (cazul 

oţelurilor aliate). În figura 6.6 se arată limitele domeniului de temperatură 

între care se poate face recoacerea de omogenizare la oţeluri.


Durata de încălzire ( î ) şi de egalizare termică ( eg ) se 

calculează în funcţie de regimul de încălzire ales şi depind, în special, de 

grosimea produselor, de masa şarjei şi de modul de aşezare a lor. 

Încălzirea pieselor se poate face lent sau cu paliere izoterme pentru a 

nu adăuga tensiuni termice la cele deja existente de la prelucrările 

anterioare. 

Durata de menţinere pentru omogenizare ( tr ) depinde în cea 

mai mare măsură de viteza de difuzie a atomilor elementelor de adaos. Dacă 

se consideră dată temperatura de recoacere ( D = const. ) şi structura 

dendritică ( dS = const. ), atunci viteza de difuzie v dif poate fi exprimată sub 

forma: 

v dif 

c 

K 

x 

(6.7) 

în care K este o constantă. 

Pe măsură ce creşte durata de menţinere la temperatura aleasă, 

gradientul de concentraţie c/x scade continuu, tinzând spre zero, variaţia 

având un caracter parabolic ( fig 6.7 ). O variaţie similară va avea şi viteza 

de difuzie, ceea ce conduce la concluzia că omogenizarea este un proces ce 

se autofrânează în timp, în sensul că ea este maximă în primele ore de 

menţinere şi apoi scade. Din această cauză, în practică, se alege o durată de 

menţinere raţională, cuprinsă între câteva ore şi câteva zeci de ore. Duratele 

Fig. 6.7 Variaţia gradientului de concentraţie cu durata omogenizării


cele mai scurte ( 2 –5 ore ) se folosesc la aliajele la care se poate merge cu 

temperatura de omogenizare până la 0,9T s , iar cele mai lungi (15 – 20 ore) 

la aliajele la care se folosesc temperaturi de ordinul 0,7T s . Din figura 6.7 

rezultă că indicele de segregaţie scade rapid în primele 10…20 ore şi cu atât 

mai accentuat cu cât temperatura este mai ridicată. Dacă în situaţiile în care 

nu se reuşeşte o omogenizare avansată la o temperatură dată, este 

neeconomică şi insuficientă menţinerea suplimentară peste 20…25 ore şi 

devine necesară ( dacă este posibil ) ridicarea temperaturii. 

Vitezele de încălzire şi de răcire trebuie să fie scăzute, sub 50…60 

0 C/h (fig.6.5) deoarece produsele supuse recoacerii de omogenizare 

(piese turnate, lingouri) au importante tensiuni interne şi fiind şi neomogene 

din punct de vedere chimic au plasticitate redusă. 

Teoretic răcirea se poate executa în orice mod însă, pentru tensiuni 

termice minime, se aplică răcirea împreună cu cuptorul, iar pentru 

înlăturarea tendinţei de a forma structură în şiruri, se aplică răcirea în aer şi 

se evită răcirile lente. 

Din cele prezentate s-ar părea că microsegregaţia se poate înlătura 

întotdeauna pe baza gradientului de concentraţie al elementului segregat. În 

realitate sistemul de difuzie este format, în general, din mai mult de doi 

componenţi şi forţa motrice reală a difuziei este gradientul potenţialului 

chimic şi nu gradientul de concentraţie. Astfel, gradientul potenţialului 

chimic poate ajunge prin difuzie la zero, iar gradientul de concentraţie să 

rămână diferit de zaro. Aşa se explică de ce segregarea cuplată a fosforului 

şi carbonului creează mari dificultăţi la înlăturarea prin recoacere de 

omogenizare a structurii în şiruri. 

În urma recoacerii de omogenizare structura este grosolană. În cazul 

lingourilor această structură nu trebuie modificată prin alt tratament termic 

deoarece prin deformarea plastică ce urmează va avea loc o mărunţire a 

grăunţilor. În cazul pieselor turnate, la care nu se aplică o deformare plastică 

ulterioară, se recomandă ca după recoacerea de omogenizare să se aplice o 

recoacere de normalizare sau recoacere completă. Dacă răcirea, la oţelurile 

aliate, se face în aer (normalizare) este bine să se aplice o recoacere de 

înmuiere în vederea îmbunătăţirii prelucrabilităţii produselor (aşchierea sau 

decojirea pentru înlăturarea defectelor superficiale ). 

Recoacerea de omogenizare este un tratament termic ce necesită 

consumuri mari de energie, temperaturi şi durate mari, suprafeţele 

produselor sunt oxidate şi decarburate, necesitând adaosuri mari de 

prelucrare. Din aceste considerente se recomandă să fie aplicată numai în 

cazuri bine justificate, în special la lingouri. Este economic să se combine


recoacerea de omogenizare cu încălzirea pentru deformare plastică, în acest 

caz prelungindu-se durata de menţinere cu 2 – 4 ore. 

În practică recoacerea de omogenizare se aplică produselor turnate 

din oţeluri complex aliate, în special cu molibden ( Cr – Ni – Mo; Cr – Mn – 

Mo; Cr – Mn – Si ) pentru carburare, îmbunătăţire şi matriţe de forjat. Se 

supun recoacerii de omogenizare oţelurile pentru automate (0,08…0,2 % S ) 

în scopul atenuării fragilităţii la roşu ( ruperii intercristaline ) în timpul 

laminării la cald ( segregarea intercristalină a eutecticului Fe – FeS ). 

BIBLIOGRAFIE 

1. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 

4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen 

Verlag Munchen Wien. 

2. IANCU, D., V., -Tehnologia Tratamentelor Termice, Atelierul de 

multiplicare I.P.C-N , 1989. 

3. POPESCU, N., ş.a., Tratamente termice neconvenţionale, Editura 

Tehnică, 1990. 

4. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Cluj, 

Editura Dacia, 1987.

Capitolul 7 

RECOACEREA DE NORMALIZARE 

Scopul recoacerii de normalizare este obţinerea unei granulaţii fine, 

uniformizarea structurii, anularea structurilor de turnare, deformare plastică 

la cald, sudare sau provenite de la tratamentele termice incorect aplicate 

anterior. De obicei, se urmăreşte ameliorarea caracteristicilor mecanice. 

Datorită acestui ultim scop, recoacerea de normalizare poate fi folosită ca 

tratament termic primar sau final. Suprafeţele pieselor prelucrate prin 

aşchiere, în cazul oţelurilor sărace în carbon, sunt, după normalizare, de 

calitate mai bună. 

Aşa cum s-a mai arătat, produsele cu structură fină au caracteristici 

mecanice superioare. Astfel, limita de curgere ( c ) este mai mare la oţelurile 

cu granulaţie fină, după cum rezultă din relaţia dată de HALL-PETCH: 

σ K 

1 

; (7.1.) 

d 

σ 

c 0 

în care: 0 este valoarea limitei de elasticitate determinată de tipul 

reţelei şi de defectele submicroscopice ale grăuntelui; 

K - coeficient de proporţionalitate; d - diametrul mediu al 

grăunţilor. 

Structura fină are temperatura de tranziţie ductil-fragil mai coborâtă 

decât structura grosolană, deci are o ductilitate la temperaturi coborâte mai 

mare. Oţelurile cu structură Widmanstatten au rezistenţă şi, mai ales, 

tenacitate mică. În tabelul 7.1 se poate observa influenţa recoacerii de 

normalizare asupra proprietăţilor mecanice ale oţelurilor carbon turnate. 

Structura grosolană are influenţă negativă şi asupra comportării 

tehnologice a oţelului la tratamentele termice finale (de exemplu la călire 

conduce la o austenitizare neuniformă). 

Toate procedeele de prelucrare la cald ale produselor din oţel se 

efectuează la temperaturi înalte, la care acestea au structură complet 

austenitică. Cea mai înaltă temperatură o întâlnim în cazul operaţiei de 

turnare în piese, deoarece oţelul este adus mai întâi în stare topită, după care 

se toarnă şi se solidifică în formele de turnare. O situaţie apropiată o are

RECOACEREA DE NORMALIZARE 157 

Tabelul 7.1. Caracteristicile mecanice ale unor oţeluri carbon turnate 

Oţel turnat C 

% 

R c 

daN/mm 2 

R m 

daN/mm 2 

A 

% 

Z 

% 

KCU 

daJ/cm 2 

În stare nerecoaptă 0,11 18 41 26 30 4 

Recopt la 900 0 C 0,11 26 42 30 59 17 

În stare nerecoaptă 0,26 23 43 13 14 3 

Recopt la 850 0 C 0,26 29 48 24 41 9 

În stare nerecoaptă 0,53 25 62 7 4 1,3 

Recopt la 820 0 C 0,53 35 70 16 18 3,5 

În stare nerecoaptă 0,85 30 62 1 0,4 1,4 

Recopt la 720 0 C 0,85 32 72 9 7 2 

operaţia de sudare, la care cusătura are structură de turnare, iar zona de 

influenţă termică (ZIT) din metalul de bază – respectiv zona în care 

temperatura variază de la punctul de topire la punctul A c3 – este complet 

austenitică. În sfârşit, operaţia de deformare plastică la cald se execută la 

temperaturi între 1150…1200 0 C (începutul deformării) şi 850…900 0 C 

(sfârşitul deformării), interval în care oţelurile au structură austenitică. 

Starea austenitei influenţează atât desfăşurarea operaţiilor de 

prelucrare – în special deformarea plastică – cât şi rezultatul structural al 

prelucrărilor. Dintre caracteristicile stării austenitice (compoziţia şi 

omogenitatea chimică, mărimea grăuntelui, substructura şi imperfecţiunile 

de cristalinitate) o importanţă foarte mare asupra structurii finale o are 

mărimea grăuntelui de austenită, la sfârşitul prelucrării. Mărimea grăuntelui 

de austenită, compoziţia chimică a oţelului şi modul cum se face răcirea 

determină aspectul structurii finale, la temperatura ambiantă. Dacă produsul 

se răceşte lent (în forme uscate de turnare, în gropi adânci de răcire după 

deformare la cald, în cuptor după sudare) se obţine o structură apropiată de 

cea de echilibru dar grosolană. Dacă produsul se răceşte accelerat (în forme 

crude după turnare, în aer după deformare plastică la cald sau după sudare) 

există condiţii ca structura să capete un aspect Widmannstattenn. 

Structura Widmannstattenn se formează datorită faptului că ferita (la 

oţeluri hipoeutectoide) şi cementita (la oţeluri hipereutectoide) au tendinţa 

de a cristaliza preferenţial pe anumite planuri de maclare din austenita cu 

grăunte grosolan atunci când aceasta este răcită accelerat. Cea mai 

importantă pentru industria construcţiilor de maşini este structura 

Widmannstattenn la piesele din oţeluri hipoeutectoide. Formarea acestei 

structuri defectuoase este posibilă atunci când se îndeplinesc – simultan – 

următoarele trei condiţii:


a) – oţelul are conţinut scăzut de carbon (0,1 – 0,5 % C); 

b) – grăuntele austenitic este grosolan; 

c) – răcirea este accelerată (în aer). 

Un alt defect structural apare dacă deformarea plastică a unui oţel 

hipoeutectoid se termină în intervalul A r3 - A r1 , iar răcirea ulterioară este 

relativ lentă (produse groase răcite în aer). În oţelurile cu conţinut scăzut de 

carbon, incluziunile de sulfuri sau chiar segregaţiile de fosfor provoacă 

cristalizarea preferenţială a feritei. Deoarece incluziunile şi segregaţiile, prin 

deformare plastică la cald, au o dispunere preferenţială pe direcţia minimei 

rezistenţe, rezultă o structură în benzi, deosebit de periculoasă pentru piesele 

care sunt solicitate în direcţia benzilor sau lucrează la şoc, energia de rupere 

prin şoc scade de 2 – 3 ori în comparaţie cu structura normală. Structura în 

benzi este dăunătoare, înrăutăţind calitatea suprafeţei la prelucrările prin 

aşchiere şi contribuind la deformaţii neuniforme după tratamente termice. 

Structura cu granulaţie mixtă (grăunţi mari asociaţi cu grăunţi mici) 

influenţează negativ condiţiile de austenitizare la călire şi reduce ductilitatea 

oţelului. 

Recoacerea de normalizare este, de fapt, o recristalizare fazică (de 

ordinul doi), condusă în aşa fel încât să se obţină – la încălzire – o granulaţie 

austenitică fină, care printr-o răcire ulterioară lentă sau accelerată să asigure 

transformarea ei în constituenţi apropiaţi de echilibru. Această recoacere 

mai poartă denumirea şi de recoacere de regenerare. 

7.1 Parametrii tehnologici 

Diagrama tipică de 

normalizare este prezentată în 

figura 7.1. 

Temperatura recoacerii 

de normalizare (t f ) se 

alege cu 20 – 60 0 C peste 

punctele critice ale oţelurilor 

(fig. 7.2). În cazul oţelurilor 

hipereutectoide care au reţea 

de cementită încălzirea se face 

cu 20 – 50 0 C peste A ccem , 

urmată de o răcire rapidă în 

Fig. 7.1 Diagramă de normalizare


apă sau ulei (călire) după care 

se aplică o recoacere de 

normalizare obişnuită. 

Temperaturi mai mari 

decât cele indicate în figura 7.2. 

nu sunt recomandate deoarece 

apare pericolul supraîncălzirii 

materialului (fig. 7.3). 

În general temperatura 

de normalizare pentru majoritatea 

oţelurilor aliate este 

cuprinsă între 870 – 900 0 C. 

Pentru produse cu secţiuni mai 

mari se recomandă ca recoacerea 

de normalizare să se facă 

la temperaturi mai mari decât la 

produsele cu secţiuni mai mici. 

Fig. 7.2 Temperaturile de normalizare 

Durata de încălzire 

şi durata de egalizare 

termică se calculează cu 

relaţiile specifice regimului 

de încălzire adoptat. 

Regimul de încălzire 

este cel cu temperatură 

constantă a mediului (t m = 

const.). Temperatura mediului 

(cuptorului) se ia cu 

10 – 30 0 C peste temperatura 

finală a produsului. 

Cu cât grosimea 

piesei este mai mare şi cu 

cât conţinutul de carbon şi 

de elemente de aliere este 

mai ridicat, cu atât durata 

de încălzire este mai mare 

Fig. 7.3 Efectul supraîncălzirii materialului la 

normalizare 

şi viteza de încălzire admisibilă este mai mică. Dependenţa duratei de 

încălzire, de compoziţia chimică a oţelului (carbonul echivalent), este dată 

de diagrama din figura 7.4.


Fig. 7.4. Dependenţa duratei de încălzire de compoziţia chimică a 

oţelului [1] 

Echivalentul în carbon se calculează cu relaţia: 

C E = 1,0· (%C) + 0,2· (%Mn) + 0,25· (%Cr) + 

0,33· (%Mo) + 0,1· (%Ni) +0,2· (%V)+ 0,2· (%Si) + 

0,1· (%W) + 0,2· (%Ti) + 0,1· (%Al) – 0,1 (7.2.) 

Relaţia este valabilă pentru: 0…0,9%C; 0…1,1%Mn; 0…1,8%Cr; 

0…0,25%V; 0…2%W; 0…1,8%Si; 0…0,5%Mo; 0…5%Ni; 0…0,5%Ti şi 

0…2%Al.


Curbele din figura 7.4 indică durata de încălzire şi de menţinere 

pentru egalizarea termică. 

Durata de transformare se poate determina folosind diagramele de 

transformare la încălzire de tipul celei prezentate în figura 7.5. La oţelurile 

Fig. 7.5 Determinarea duratei de transformare pentru oţelul 33MoCr11 [1]


carbon durata de transformare este redusă, la cele hipoeutectoide este de 

3…10 minute, iar la cele eutectoide şi hipereutectoide este mai lungă 

(10…60 minute) deoarece dizolvarea carburilor este mai anevoioasă ca a 

feritei libere. Durata de transformare depinde şi de granulaţia oţelului, cu cât 

granulaţia este mai grosolană şi durata trebuie să fie mai mare. De 

asemenea, durata de transformare depinde de forma, mărimea şi gradul de 

dispersie al carburilor din perlită, cel mai rapid se dizolvă carburile din 

perlita lamelară fină (sorbitică), urmate de cele din perlita lamelară 

grosolană, iar cel mai lent se dizolvă carburile din perlita globulară. 

Viteza de răcire trebuie aleasă în aşa fel încât să se obţină structuri 

normale (apropiate de echilibru). 

Răcirea se poate executa în două moduri: o dată cu cuptorul şi în aer 

liniştit sau ventilat şi poate fi continuă sau în trepte . Răcirea continuă se 

execută cu cuptorul până la circa 600 0 C, apoi în aer (recoacere clasică) sau 

direct în aer (normalizarea propriu-zisă). 

Viteza de răcire, în cazul răcirii o dată cu cuptorul, depinde de 

inerţia termică a cuptorului şi poate varia în limite largi (5…15 0 C/min.). 

Viteza de răcire în aer este determinată de grosimea pieselor şi de viteza 

aerului. Pentru secţiuni nu prea mari este suficientă răcirea în aer liniştit, la 

secţiuni mari se face răcirea în curent de aer sau ceaţă. Cunoscând curbele 

de răcire şi diagrama T.T.T., se pot prevedea structurile care vor rezulta 

Fig. 7.6 Stabilirea structurii rezultate utilizând diagramele TTT, pentru 

un oţel aliat cu:0,21 % Mo; 0,07 % V şi N [1]


(fig. 7.6). În cazul răcirii în aer a tablelor cu grosimea de 18 mm (curba 2 

din fig. 7.6) structura este formată din ferită + bainită + martensită. 

Pentru a obţine o structură ferito-perlitică sunt necesare viteze de 

răcire mai mici (curba 4). 

Recoacerea clasică se foloseşte la oţeluri nealiate cu peste 0,5 % C şi 

la cele aliate. 

Recoacerea de normalizare propriu-zisă se aplică la oţeluri 

hipoeutectoide cu 0,2…0,5 % C. 

În unele cazuri normalizarea poate fi un tratament termic final, de 

exemplu, la tablele groase destinate fabricaţiei de construcţii sudate supuse 

la solicitări mari (recipienţi, vase de presiune, nave, macarale, poduri, ş.a.). 

Unul din dezavantajele normalizării este acela că la piesele de grosimi 

diferite se obţin structuri şi durităţi diferite, deoarece viteza de răcire în aer 

depinde de grosimea de perete. 

După recoacerea de normalizare a oţelurilor aliate cu conţinut de 

carbon mai ridicat, datorită răcirii în aer, în structură apar şi constituenţi de 

călire (bainită, martensită). Astfel de oţeluri se numesc autocălibile deoarece 

la răcirea în aer din domeniul austenitic ele se călesc şi nu se normalizează. 

În acest caz, după normalizare se aplică o recoacere subcritică (sub A 1 ) 

pentru a reduce duritatea şi a mări prelucrabilitatea. 

7.2 Aplicaţii 

Recoacerea de normalizare se aplică în mod curent la piese turnate 

din oţeluri carbon şi slab aliate, la piesele forjate, matriţate şi extrudate din 

oţeluri hipoeutectoide şi la unele piese sau construcţii sudate (tabelul 7.2). 

Oţelurile aliate pentru carburare - de tipul Cr-Ni sau Cr-Ni-Mo - 

sunt, de obicei, normalizate la temperaturi mai înalte decât temperatura de 

carburare. Prin aceasta se reduc deformaţiile şi se îmbunătăţeşte 

prelucrabilitatea. La unele oţeluri de carburare Cr-Ni se recomandă chiar 

două recoaceri de normalizare pentru a reduce deformaţiile. 

În cazul pieselor cu secţiuni mari sau susceptibile de a avea tensiuni 

interne se recomandă răcirea până sub A 1 în aer, iar apoi se continuă răcirea 

în cuptor sau în gropi de răcire. 

Se aplică şi după prelucrarea la rece a produselor care au fost 

ecruisate la grade critice, în acest caz înlocuieşte recoacerea de recristalizare 

care ar produce, prin recristalizare nefazică, o granulaţie neuniformă şi 

grosolană.


În figurile 7.7 şi 7.8 se prezintă structuri de laminare sau turnare 

înainte de normalizare şi după aplicarea normalizarii. 

Fig. 7.7 Modificarea structurii după recoacerea de normalizare [1]: 

a) după normalizare ; b) înainte de normalizare. 

Fig. 7.8 Structura unui oţel cu 0,25%C după laminare (a) şi normalizare 

(b), respectiv după turnare (c) şi normalizare (d) [3].


Tabelul 7.2 Aplicaţii ale tratamentului de normalizare [2] 

Produsul 

Scopul în care se 

aplică normalizarea 

Prelucrări ulterioare 

Regenerarea structurii de 

turnare şi îmbunătăţirea 

Prelucrări prin aşchiere 

caracteristicilor de plasticitate 

şi tenacitate (trata- 

(sau revenire înaltă şi apoi 

prelucrări prin aşchiere) 

ment singular sau urmat de 

revenire) 

Piese turnate din oţeluri 

carbon sau slab aliate 

Produse laminate destinate 

sudurii (în special table şi 

ţevi) din oţeluri carbon sau 

slab aliate cu limită de 

curgere ridicată 

Construcţii sudate 

Produse laminate sau 

forjate din oţeluri cu 

carbon scăzut (< 0,4%C) 

Produse laminate sau 

forjate din oţeluri hipoeutectoide 

de construcţii 

metalice (piese) 

Produse laminate din oţeluri 

hipereutectoide carbon 

sau slab aliate 

Piese forjate din oţeluri 

autocălibile (călire în aer) 

Piese hipercementate (straturi 

cu C>0,9%) 

Piese incorect tratate termic 

(recoacere, călire, 

îmbunătăţire) 

Regenerarea structurii în 

benzi şi asigurarea caracteristicilor 

mecanice de 

exploatare (tratament singular) 

Regenerarea structurii în 

zonele de influenţă termică 

Îmbunătăţirea 

prin aşchiere 

prelucrării 

Îmbunătăţirea prelucrării 

prin aşchiere şi pregătirea 

structurii pentru călire 

Pregătirea structurii în 

vederea recoacerii de 

globulizare 

Pregătirea structurii pentru 

globulizare fină, cu îmbunătăţirea 

prelucrării prin 

aşchiere 

Eliminarea reţelei de 

carburi secundare şi pregătirea 

structurii pentru 

călirea stratului 

Regenerarea structurii şi 

pregătirea în vederea 

retratării corecte 

Formarea la rece (îndoire, 

bordurare) sudare, detensionare 

Detensionare 

Prelucrări prin aşchiere 

Prelucrări prin aşchiere şi 

apoi tratamenrul termic de 

îmbunătăţire sau călire 

superficială 

Recoacere de globulizare 

şi prelucrări prin aşchiere 

Recoacere subcritică şi 

prelucrări prin aşchiere 

Recoacerea de înmuiere şi 

călire strat sau numai 

călire de strat 

Retratarea termică 

În funcţie de compoziţia chimică a oţelului, tratamentul termic însoţit de răcire în aer, 

este practic o călire la structuri bainitice, bainito-martensitice sau martensitice în funcţie 

de călibilitatea oţelului şi grosimea produselor tratate


BIBLIOGRAFIE 

1. ECKSTEIN,H., J., -Technologie der Warmebehandlung von Stahl VEB 

Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976 

2. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor termice, 

Editura Tehnică Bucureşti 1974. 

3.***Service pratique BOEHLER. Reussir dans la transformation des aciers 

1980. 

4. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Cluj, 

Editura Dacia, 1987. 



Verlag Munchen Wien.

Capitolul 8 

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE) 

Recoacerea de înmuiere are ca scop îmbunătăţirea prelucrabilităţii 

prin aşchiere (aşchiabilitatea), a prelucrării prin deformare plastică la rece 

(deformabilităţii) şi obţinerea unor structuri corespunzătoare pentru 

tratamentele termice ulterioare. 

Recoacerea de înmuiere este deosebit de importantă pentru practica 

industrială, având în vedere că peste jumătate dintre piesele componente ale 

maşinilor şi utilajelor se supun prelucrării prin aşchiere sau prin deformare 

plastică la rece. 

Prelucrabilitatea, prin aşchiere sau prin deformare plastică la rece, 

reprezintă capacitatea unui material metalic de a se prelucra în modul cel 

mai economic, respectiv cu productivitatea maximă, la un consum minim de 

scule şi cu asigurarea unei calităţi corespunzătoare. 

Prelucrarea prin aşchiere este un proces tehnologic foarte complicat, 

cu multiple aspecte contradictorii de natură mecanică, termică, chimică şi 

structurală, multe din ele insuficient cunoscute şi stăpânite din cauza 

dificultăţilor de experimentare şi de abordare teoretică. 

Scopul principal al prelucrării prin aşchiere este acela de a forma o 

nouă suprafaţă a produsului (suprafaţa prelucrată), iar procesul de bază este 

acela al formării şi eliminării aşchiei prin alunecarea pe faţa de degajare a 

sculei. Aşchia se formează prin forfecarea materialului metalic din faţa 

tăişului sculei. Forma aşchiei este foarte diferită (dreaptă, curbă, ondulată, 

spiralată, etc.). Energia ce se cheltuieşte pentru formarea şi deplasarea 

aşchiei se transformă, ulterior, în energie de deformare elastică (cca. 1 %) şi 

în căldură (cca. 99 %). Condiţiile de eliminare a căldurii sunt limitate astfel 

încât aceasta rămâne în zona de predeformare şi deformare din produs, în 

aşchie şi sculă. 

Cea mai mare parte din căldură revine sculei, pe secţiunea căreia 

apare un gradient de temperatură. Măsurătorile au arătat că la aşchierea 

oţelurilor, sculele se încălzesc până la 900…950 0 C pe suprafaţa de degajare 

(în zona de contact aşchie – sculă), punctul cel mai cald rămânând în aceeaşi 

poziţie (la cca. 1 mm de muchia tăietoare), indiferent de creşterea vitezei de 

aşchiere. Creşterea vitezei de aşchiere măreşte, însă, întinderea zonei calde 

(limitată la maxim 650 0 C).


Scoaterea din uz a sculelor aşchietoare are loc, în principal, prin 

deformare şi uzare progresivă. Uzarea se produce prin difuzie (coroziune 

chimică – asemănătoare dizolvării), prin adeziune şi prin abraziune. Uzarea 

prin difuzie are loc în special la viteze mari de aşchiere (temperaturi 

ridicate), aceea prin adeziune la viteze mici (în special în prezenţa depunerii 

pe tăiş şi a contactului discontinuu aşchie-sculă), fiind accentuată de 

întreruperile de aşchiere şi de vibraţii, iar aceea prin abraziune este produsă 

de particulele dure de pe suprafaţa produsului sau din structura sa (compuşi 

definiţi duri şi cu muchii ascuţite) . 

În afară de tipurile de uzare menţionate, sculele mai pot fi scoase din 

uz prin deformare plastică superficială, prin forfecare, la temperaturi înalte 

(corespunzător zonei cu temperatură ridicată, imediat după muchia tăietoare, 

pe faţa de degajare), prin deformare plastică sub acţiunea tensiunilor 

normale de compresiune, precum şi prin uzare de alunecare a muchiei 

aşchiei, la care contribuie şi unii factori chimici. 

Numărul mare de factori care intervin în procesul de aşchiere face 

practic imposibilă aprecierea prelucrabilităţii materialului metalic printr-un 

singur indicator global şi obligă la adoptarea mai multor indicatori parţiali, 

măsurabili şi dependenţi în mare măsură de materialul semifabricatului 

supus aşchierii. Se pot lua în considerare: a) – timpul de aşchiere şi 

posibilitatea de degajare a aşchiei; b) – forţa de aşchiere; c) – durabilitatea 

sculelor; d) – calitatea suprafeţei. 

Fiecare din aceşti indicatori se determină în anumite condiţii 

standard ale procesului de aşchiere, în care principalii parametrii tehnologici 

sunt menţinuţi constanţi (de exemplu avansul S 0 =0,1 mm / rot.; viteza de 

aşchiere v 0 = 50 m / min., etc.), iar materialul metalic (sau structura sa) se 

schimbă. 

Unii cercetători iau în consideraţie prelucrabilitatea diferitelor oţeluri 

în raport cu un oţel luat ca etalon (prelucrabilitatea relativă). Oţelul etalon 

poate fi OLC 45 sau AUT 12. 

În condiţii de aşchiere date (tipul prelucrării, geometria sculei, 

viteza, avansul, adâncimea de tăiere, modul de răcire) prelucrabilitatea unui 

material metalic este determinată, în ultimă instanţă, de structura sa. Aceasta 

depinde de prelucrările anterioare şi de calitatea materialului şi poate fi 

modificată prin tratament termic. În tabelul 8.1 se prezintă comportarea la 

prelucrare a diferiţilor constituenţi structurali ai oţelurilor. În cazul când în 

urma recoacerii de înmuiere se urmăreşte obţinerea unei structuri de perlită 

globulară această recoacere se mai numeşte şi recoacere de globulizare.

RECOACEREA DE ÎNMUIERE (GLOBULIZARE) 169 

Tabelul 8.1 Prelucrabilitatea diferitelor structuri metalografice 

Structura Duritatea Prelucrabilitatea 

Ferită 80 – 100 HB Scăzută 

Scăzută către 

Ferită + perlită lamelară 120 – 200 HB 

Structuri de 

satisfăcătoare 

echilibru Perlită lamelară 200 – 300 HB Redusă 

Perlită lamelară + 

300 – 350 HB Foarte greu prelucrabilă 

Structuri de 

călire 

Structuri de 

revenire 

carburi secundare 

Bainită superioară 35 – 45 HRC Scăzută 

Bainită inferioară 45 – 55 HRC Foarte rea 

Martensită 40 – 66 HRC Practic neprelucrabilă 

Troostită 40 – 50 HRC Redusă 

Sorbită 340 – 350 HB Satisfăcătoare spre bună 

Perlită globulară 160 – 220 HB Bună 

Structura globulizată poate fi caracterizată prin gradul de globulizare 

(e) care reprezintă raportul între cantitatea de perlită globulizată p g şi perlita 

totală. 

e 

g 

g 

 

(8.1) 

p 

g 

p 

 

p 

l 

p 

p 

tot 

unde: p l este cantitatea de perlită lamelară; p g – cantitatea de perlită 

globulară; p tot – cantitatea totală de perlită. 

Dacă e = 1, înseamnă că întreaga cantitate de perlită s-a globulizat. 

Dimensiunile globulelor de cementită sau de carburi nu trebuie să fie nici 

prea mari, nici prea mici. Dacă sunt prea mari reduc duritatea şi măresc 

timpul de austenitizare pentru călire, iar dacă sunt prea mici măresc 

duritatea şi reduc prelucrabilitatea prin aşchiere sau deformare la rece. 

Structura de perlită globulară are cea mai bună prelucrabilitate prin 

aşchiere, întrucât tăişurile sculei nu trebuie să taie decât ferita, globulele de 

cementită sunt împinse la o parte sau smulse în cursul aşchierii, fără să fie 

tăiate de sculă ca la perlita lamelară. Perlita globulară poate fi prelucrată 

mult mai bine şi prin deformare plastică la rece, întrucât curgerea 

materialului este realizată de masa de bază feritică. 

Structura de perlită lamelară este necorespunzătoare pentru 

prelucrarea prin deformare plastică la rece (îndoire, ambutisare, bordurare, 

presare, răsucire) deoarece prin deformare, lamelele de cementită se rup şi 

produsele pot să se fisureze. Din această cauză recoacerea de globulizare 

este necesar să fie aplicată la toate oţelurile înaintea deformării la rece: a


tablelor, benzilor şi sârmelor. Pentru a se obţine perlita globulară este 

necesar ca cementita sau carburile din oţel să ia formă globulară. Cementita 

globulară în masa de bază feritică este structura cu cea mai mică energie 

internă din sistemul fier-cementită. Reiese că o astfel de structură se poate 

obţine din toate celelalte structuri – perlită, bainită, martensită – prin 

menţinere suficientă la o temperatură aflată imediat sub A c1 . Trecerea pe 

această cale a structurilor cu energie internă mai mare în structură globulară 

de energie internă minimă, se realizează prin intermediul mecanismelor de 

precipitare – coagulare şi de dizolvare – reprecipitare. Cazul caracteristic de 

acţiune a mecanismului de precipitare – coagulare este revenirea înaltă a 

structurii martensitice. Acţiunea caracteristică a celuilalt mecanism, 

dizolvare – reprecipitare, se manifestă şi în cazul recoacerii de structurii 

perlitice. 

Globulizarea cementitei sau a carburilor se poate face pe mai multe 

căi, figura 8.1. Prima dintre aceste căi constă în încălzirea la temperaturi 

apropiate punctelor A c1 (640…680 0 C), menţinere lungă (6…12 ore) la 

această temperatură şi apoi 

răcirea (fig. 8.1 A)). Această 

metodă este numită şi 

recoacere sub-critică. Prin 

menţinere de lungă durată 

sub A c1 , lamelele de 

cementită se transformă, 

treptat, sub influenţa 

tensiunii superficiale existente 

la limita ferităcementită, 

în globule (fig. 

8.2). Aceasta deoarece 

cementita globulară în 

masa de bază feritică are 

cel mei mic potenţial 

energetic. În timpul încălzirii 

până la A 1 are loc o 

îmbogăţire în carbon a 

feritei şi a capacităţii 

acesteia din urmă de dizolvare 

a carbonului, de la 

10 -6 % C la temperatura 

ambiantă, la 0,021 % C la Fig. 8.1 Metode de globulizare [1].


727 0 C. Procesul de formare a 

cementitei globulare cuprinde două 

etape. În prima etapă are loc, ca 

urmare a tensiunii superficiale, 

fragmentarea lamelelor de cementită, 

rezultând fragmente cu 

dimensiuni şi forme neregulate 

(fig. 8.3). În etapa următoare are 

loc formarea globulelor de 

cementită, iar globulele mici având 

suma suprafeţelor în contact mare, 

sub efectul tensiunii superficiale, 

trec în globule mari. Ambele etape 

sunt caracterizate de aceleaşi forţe 

motoare, viteza de desfăşurare 

fiind controlată de difuzie. 

Numărul limitelor de fază din 

ferita sau cementita perlitei joacă 

un rol important în fragmentarea lamelelor de cementită. Pentru că 

transformările după aceste două mecanisme se fac sub A 1 , viteza de răcire 

nu influenţează structura sau 

duritatea finală. Pentru ca acest 

tratament să dea rezultate bune 

este necesar ca oţelul să fie în 

prealabil normalizat, dizolvându-se 

reţeaua de carburi 

secundare la oţelurile hipereutectoide, 

iar perlita să fie 

fină. 

O altă cale de obţinere 

a cementitei şi a carburilor 

globulare constă în încălzirea 

puţin peste A c1 , cu 20 – 70 0 C, 

menţinere 1…5 ore, urmată de 

răcire foarte lentă (v r = 15 – 30 

0 C/h) până sub punctul A r1 

(cca. 650 0 C) şi apoi răcirea în 

aer (fig.8.1B)). Obţinerea 

cementitei globulare se bazea- 

Fig. 8.2 Reprezentarea schematică a 

globulizării cementitei 

lamelare[2] 

Fig. 8.3 Procesul de fragmentare a 

lamelelor de cementită: 

a) la o limită de ferită în perlită 

b) la o limită de cementită a 

perlitei [3]


ză pe dizolvarea parţială a lamelelor de cementită secundară şi obţinerea 

unei austenite neomogene în ceea ce priveşte concentraţia în carbon (ca 

urmare a unei durate de menţinere mai scurte). În acest caz cementita 

globulară se formează direct din austenita neomogenă prin mecanismul 

transformării perlitice anormale. 

În unele cazuri, de pildă la o dezoxidare insuficientă a oţelului şi în 

prezenţa impurităţilor, schimbându-se probabil energia superficială a 

limitelor interfazice austenită – ferită şi austenită – cementită, sau la răciri 

lente ale oţelurilor hipereutectoide şi a fontelor se formează structura 

degenerată, anormală a perlitei, care se caracterizează prin separări relativ 

grosolane de cementită în matricea de ferită. Structura anormală, respectiv 

perlita granulară se formează cu atât mai uşor cu cât suprarăcirea este mai 

mică. Menţinerea îndelungată la temperaturi sub A c1 , când austenitizarea s-a 

făcut la temperaturi nu prea înalte, sau încălzirea şi răcirea ciclică în 

intervalul de temperatură din apropierea lui A c1 şi în sfârşit deformarea 

plastică în procesul transformării perlitice conduc şi ele la formarea aşa 

numitei perlite granulare cu particule globulare care se măresc prin 

coalescenţă. Această transformare, care nu are loc după mecanismul 

lamelar, este cunoscută sub denumirea de transformare perlitică anormală şi 

este întâlnită în cazul ciclului termic din figura 8.1C). 

Mecanismul formării perlitei globulare în cazul recoacerii cu 

încălzire la temperaturi cu puţin peste A c1 se bazează pe faptul că particulele 

de cementită, nedizolvate la încălzire în microvolumele de austenită, cu 

concentraţie de carbon mai ridicată din cauza omogenizării incomplete, 

servesc ca centre de cristalizare pentru cementita separată la răcirea sub A 1 

care primeşte în acest caz formă granulară. Dacă încălzirea se face mult mai 

sus ca A c1 sau peste A ccem , carburile se dizolvă în austenită, care se 

omogenizează şi la răcire se formează perlita lamelară. Temperatura reală 

sub A 1 la care are loc transformarea perlitică anormală este foarte 

importantă pentru caracteristicile structurii obţinute. Cu cât mai apropiată 

este temperatura de transformare de A 1 cu atât mai grosolană şi mai puţin 

dură va fi structura globulizată; cu cât va fi mai depărtată, structura va fi mai 

fină, cu mai multă perlită lamelară şi mai dură. Răcirea trebuie să fie lentă 

ca să se asigure descompunerea austenite în structura perlitico-cementitică 

anormală, sferoidizarea şi coagularea carburilor care trebuie să se petreacă 

la o temperatură nu cu mult sub A 1 (620 – 680 0 C). În continuare viteza de 

răcire este indiferentă. În cazul răcirii izoterme, viteza de răcire poate fi 

rapidă până la temperatura palierului izoterm (620 – 680 0 C), menţinerea pe 

palier trebuie să fie suficientă pentru terminarea descompunerii austenitei



suprarăcite şi coagularea carburilor. Răcirea care urmează este indiferentă 

din punct de vedere al vitezei. Această variantă de recoacere este mai 

economică, având un ciclu termic mai scurt faţă de recoacerea cu încălzire 

sub A 1 . Pentru a reduce şi mai mult ciclul de tratament, uneori se înlocuieşte 

răcirea lentă printr-o menţinere izotermă în domeniul transformării perlitice 

(fig. 8.4). 

T [°C] 

A 1 

timp, [s] 

Fig. 8.4 Ciclul recoacerii izoterme 

Pentru aplicarea recoacerii izoterme este necesară cunoaşterea 

diagramei TTT izoterme. 

În figura 8.5 se prezintă două moduri de aplicare a recoacerii izoter- 

Fig. 8.5 Recoacerea izoteremă: 

1-menţinere din caldul 

deformării plastice; 

2- menţinere după 

austenitizare prealabilă 

[4]. 

T im p u l 

me. În primul caz (curba 1) se foloseşte temperatura de la prelucrarea la 

cald, piesele menţinându-se la temperatura de 600 – 700 0 C până la


terminarea transformării (50 – 80 minute). În al doilea caz (curba 2) se face 

austenitizarea şi pe urmă piesele se răcesc brusc într-o baie de sare cu 

temperatura de 600 – 700 0 C, se menţin 50 – 80 minute şi apoi se răcesc în 

aer. 

Pentru realizarea recoacerii izoterme trebuie să se stabilească 

următorii parametrii: temperatura de austenitizare, durata de menţinere la 

temperatura de austenitizare, viteza de răcire intermediară până la treapta 

izotermă, temperatura treptei izoterme, durata de menţinere la treapta 

izotermă. 

În cazul când piesa urmează să fie supusă la prelucrări complexe, 

care pentru fiecare operaţie ar necesita o anumită structură optimă (de 

exemplu pentru strunjire şi găurire, structura optimă este perlita globulară, 

iar pentru mortezare şi broşare – perlita lamelară), stabilirea parametrilor 

tehnologici de recoacere izotermă se va face ţinându-se seama de operaţiile 

de prelucrare care au o mai mare pondere ca productivitate şi calitatea de 

prelucrare. 

De remarcat că temperatura de austenitizare în cazul recoacerii 

izoterme, este în multe cazuri mai ridicată decât cea obişnuită de la 

normalizare. 

Duratele de menţinere în treapta izotermă sunt mai mari decât timpul 

rezultat din diagrama TTT, pentru ca în practică să existe siguranţa că 

transformarea se produce complet iar perlita formată se globulizează. 

Această acoperire este necesară ţinându-se seama că diagramele TTT diferă, 

în anumite limite, de la şarjă la şarjă, pentru aceeaşi marcă de oţel. De 

asemenea, diagrama TTT diferă, chiar pentru aceeaşi şarjă, în funcţie de 

temperatura de austenitizare şi de alţi factori. 

O linie tehnologică de recoacere izotermă se compune dintr-un 

cuptor cu gaz pentru încălzire şi menţinere la temperatura de austenitizare 

(figura 8.6), cu mers continuu, prevăzut cu mecanism de încărcare, de 

împingere prin cuptor şi transferare în camera de răcire a tăvilor cu piese; o 

cameră de răcire de la temperatura de austenitizare până la temperatura 

treptei izoterme (R), cu ventilator de recirculare; un cuptor cu gaz, pentru 

menţinere la treapta izotermă (M) cu ventilator de agitaţie; un mecanism de 

descărcare a pieselor pe un elevator, cu posibilitatea de răcire cu aer suflat. 

Elevatorul depune piesele pe vagonul de transport, iar tăvile goale sunt 

transportate la uşa de încărcare a cuptorului. 

O variantă de scurtare a duratei recoacerii de globulizare constă în a 

înlocui răcirea lentă cu mai multe pendulări de scurtă durată în jurul 

intervalului critic A c1 – A r1 (fig. 8.1C)). Această variantă poartă denumirea


de recoacere pendulară sau, mai recent, tratament termociclic. Metoda se 

aplică la produse subţiri, încălzite în cuptoare de dimensiuni mici, cu inerţie 

termică redusă, capabile să urmărească îndeaproape oscilaţiile de 

temperatură. La oţelurile aliate se poate utiliza pendularea simplă cu 

Fig. 8.6 Reprezentarea schematică a unei linii de recoacere izotermă: 

A - camera de austenitizare; R - camera de răcire; M- camera de 

menţinere izotermă. 

germinarea forţată a centrelor de globulizare, care constă din încălzirea la o 

temperatură ceva mai ridicată (840…850 0 C), răcire lentă până la circa 600 

0 C, reaustenitizare incompletă la 780…800 0 C şi răcirea cu viteza de 10 – 20 

0 C / h până la 600 0 C şi apoi cu cuptorul. 

Structura globulară poate fi obţinută şi prin tratamentul termic de 

îmbunătăţire, care constă dintr-o călire la martensită urmată de de o revenire 

înaltă la perlită(fig. 8.1D)). De exemplu în cazul oţelului cu 12%Cr şi 2%C, 

călirea se face la 1050 ºC, iar revenirea la 700 ºC. 

Globulizarea perlitei lamelare se poate realiza şi prin deformare la 

rece prealabilă a lamelelor de cementită până la ruperea lor, urmată de 

recoacerea de recristalizare nefazică a oţelului la o temperatură sub A 1 . La 

recoacerea de recristalizare nefazică este transformată, prin recristalizare, 

numai masa de bază feritică ecruisată, în timp ce globulele mici de 

cementită nu sunt influenţate. 

Structura globulizată posedă cea mai scăzută duritate. Cu toate 

acestea ea nu reprezintă întotdeauna condiţia pentru cea mai bună 

aşchiabilitate. De pildă operaţii ca: frezarea, rabotarea, găurirea sau alezarea


nu decurg în cele mai bune condiţii la durităţi foarte scăzute ale oţelului. 

Oţelurile slab aliate posedă, în general, aşchiabilitate bună când structura 

este compusă din perlită globulară şi lamelară în părţi egale. În schimb, 

oţelurile cu un conţinut mai ridicat în elemente de aliere şi oţelurile cu peste 

0,5 % C prezintă aşchiabilitate maximă la duritatea minimă (globulizare 

totală). În tabelul 8.2 se arată relaţia între prelucrabilitate şi forma perlitei. 

Tabelul 8.2. Relaţia între prelucrabilitate şi forma perlitei 

%C Structura 

Prelucrabilitate prin: 

Strunjire Tăiere Găurire Broşare 

0,3 Globulară ▲▲ ▼▼ ▲ ▼▼ 

0,5 Lamelară ▲ ▲▲ ▼▼ ▲▲ 

0,5 Globulară ▲▲ ▲▲ ▲▲ ▲ 

0,8 Lamelară ▲ ▼▼ ▼▼ ▼▼ 

▲▲ Bună; ▲ Satisfăcătoare; ▼▼ Mediocră 

Starea globulizată a structurii oţelurilor este în acelaşi timp o stare 

structurală de pornire avantajoasă pentru o călire ulterioară. O astfel de 

structură asigură la călirea ulterioară grăunţi mici, lărgeşte intervalul 

temperaturii de călire şi micşorează sensibilitatea la fisurare. Structura 

globulizată este esenţială în tratarea pieselor din oţeluri hipereutectoide 

pentru reducerea deformaţiilor şi micşorarea pericolului de fisurare. La 

aceste oţeluri este important şi gradul de fineţe al globulelor de carburi, atât 

în ce priveşte austenitizarea optimă (globulele trebuie să fie potrivit de mari 

pentru a nu fi dizolvate în totalitate), cât şi aşchiabilitatea maximă (globule 

mari). Pentru satisfacerea corespunzătoare a ambelor cerinţe trebuie făcut un 

compromis. Acesta se realizează la dimensiunea medie a granulelor de 

0,003 mm sau la punctajul carburilor de 5 – 7 (STAS 7627 – 78). 

BIBLIOGRAFIE 

1. SPUR, G., STOFERLE, TH., Handbuch der Fertigungstechnik, Band 4/2 

Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl Hansen Verlag 

Munchen Wien. 



Edition Natham, 1997, ISBN Natham: 2-09-177491-X; ISBN AFNOR : 

2-12-260121-6.




4. VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Cluj, Editura 

Dacia, 1987.

D im e n siu n e a 

b lo curilo r In m o saic 

şi u n g h iu l m a xim d e 

d e zorie n ta re d in tre 

P ro p rie tă ţî fizice şi 

m e canice 

b lo curi 

Capitolul 9 

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE 

Scopul recoacerii de recristalizare nefazică este de a elimina parţial 

fără a modifica natura fazelor sau total starea ecruisată a materialelor, 

urmărind fie readucerea materialului în starea plastică în vederea continuării 

deformării la rece, fie obţinerea unei anumite asociaţii între proprietăţile 

produselor fabricate din materialul deformat la rece (stare tare, semitare, 

moale). 

U n g h iu l d e d e zo rie n ta re 

D im e n siu n e a b lo curilo r în m o za ic 

M icro stru ctu ră 

G ra d d e d e fo rm a re (h o -h ) / h o sau (A o -A o ) / A o sauA o / A 

Fig. 9.1 Modificarea structurii şi proprietăţilor după ecruisare [1] 

În urma ecruisării are loc un ansamblu de modificări structurale şi de 

proprietăţi (fig. 9.1). La nivelul structurii fine (reticulare) are loc creşterea 

densităţii de dislocaţii, micşorarea dimensiunii blocurilor în mozaic, 

creşterea unghiului de dezorientare dintre blocuri. La nivelul microstructurii 

are loc o rotire şi apoi o alungire a grăunţilor cristalini în direcţia deformării

RECOACEREA DE RECRISTALIZARE 179 

plastice. Efectele la scara structurii fine se produc cu intensitate mare la 

grade mici de deformare (10 – 20 %), pe când cele microscopice devin 

evidente la deformări mai accentuate. Schimbările de structură conduc la 

modificarea proprietăţilor: are loc creşterea durităţii, rezistenţei la rupere şi 

la curgere şi scăderea alungirii şi a gâtuirii. De exemplu la un oţel cu 0,3%C 

deformat cu un grad de ecruisare de 70% are loc o creştere a R m de la 600 

MPa la 1000 MPa în timp ce A scade de la 30% la 2%. 

Un material ecruisat devine fragil şi pentru a putea fi continuată 

deformarea la rece trebuie să se aplice recoacerea de recristalizare. Dacă de 

exemplu unui produs i se cere să fie deformat cu un grad de deformare de 

60%, iar materialul din care este confecţionat se fisurează la grade de 

deformare mai mari de 20%, vor trebui executate două recoaceri de 

recristalizare intermediare în procesul fabricaţiei. 

Proprietăţile mecanice prezintă o importantă anizotropie, având 

valori maxime pe direcţia deformării principale şi minime pe direcţia 

transversală. La grade mari de deformare se produce şi texturarea 

materialului (orientarea preferenţială a planelor şi direcţiilor cristalografice 

– textură de laminare la rece, textură de trefilare). 

În urma ecruisării 

creşte starea de tensiuni, prin 

aceasta scăzând rapid 

rezistenţa la coroziune. În 

tehnică se utilizează creşterea 

limitei la curgere şi a 

rezistenţei la rupere la 

tracţiune, datorită ecruisării la 

tablele şi benzile laminate la 

rece, precum şi la sârmele 

trase. 

Materialul deformat 

plastic la rece are un potenţial 

energetic mai ridicat decât 

cea corespunzătoare materialului 

nedeformat. Astfel, va 

exista o tendinţă a materialului 

ecruisat de a se 

reîntoarce la starea nedeformată. 

La temperaturi scăzu- 

Fig. 9.2 Influenţa temperaturii asupra 

modificării proprietăţilor fizice, 

mecanice şi structurale [1]


te, inferioare sau puţin superioare celei ambiante, transformările structurale 

constau în recombinarea şi migrarea defectelor punctiforme, proces a cărei 

energie de activare este foarte mică. Dacă temperatura creşte, starea 

corespunzătoare deformării plastice la rece devine din ce în ce mai instabilă; 

materialul poate eventual să se înmoaie şi să revină la starea neecruisată. 

Efectele temperaturii asupra modificărilor structurale şi a 

proprietăţilor se prezintă în figura 9.2, de unde rezultă cele trei faze ale 

procesului: restaurarea, recristalizarea (primară sau faza de germinare) şi 

creşterea grăunţilor (recristalizarea secundară). În timpul restaurării se 

elimină distorsiunile şi tensiunile create de deformările plastice şi elastice în 

apropierea planelor de alunecare, de asemenea are loc anihilarea parţială a 

vacanţelor şi dislocaţiilor, rearanjarea lor la marginea grăunţilor, limitând 

blocurile cristaline cu mică dezorientare şi cvasi-perfecte (fenomenul de 

poligonizare, fig. 9.3) Modificările de proprietăţi care au loc în această fază 

Fig. 9.3 Procesul de poligonizare: A- formarea dislocaţiilor în trepte 

şi a planurilor de alunecare înainte de poligonizare; B- formarea 

dislocaţiilor în trepte şi a planurilor de alunecare după 

poligonizare, a-dislocaţii în trepte; b- plane de alunecare [2] 

nu sunt însoţite de transformări structurale observabile direct, de exemplu cu 

ajutorul microscopului, păstrându-se orientarea cristalelor. În această primă 

fază are loc o restabilire a proprietăţilor fizice ale materialului (cele 

sensibile defectelor punctiforme). Conductibilitatea electrică creşte rapid, 

rezistivitatea scade, tinzând către valoarea materialului recopt. Proprietăţile 

de rezistenţă care sunt determinate de către densitatea de dislocaţii nu sunt 

influenţate în cazul încălzirii la temperaturile de restaurare.


Recristalizarea reprezintă procesul prin care se realizează înlocuirea 

structurii deformate plastic la rece, printr-o serie de grăunţi noi nedeformaţi. 

În această fază apar, deci, primele centre de recristalizare situate de obicei în 

locurile puternic deformate ale reţelei (fig. 9.4). Din aceste centre se 

dezvoltă, pe urmă, noi grăunţi cu reţeaua regulată şi echilibrată. 

Temperatura minimă la care grăunţii deformaţi plastic la rece încep să fie 

înlocuiţi de grăunţii noi mai poartă şi denumirea de prag de recristalizare 

(T pr ) şi poate fi determinată după formula: 

T pr = T top (9.1) 

în care: este un coeficient de proporţionalitate, cuprins între 0,35 

şi 0,55 ; 

T top – temperatura de topire,° K. 

Cinetica recristalizării 

poate fi urmărită pe curbele 

timp – temperatură – recristalizare 

TTR (fig. 9.5). 

Recristalizarea se pune 

uşor în evidenţă prin metode 

metalografice şi are drept efect 

o scădere a durităţii şi 

rezistenţei şi o creştere a 

plasticităţii. 

Densitatea de dislocaţii 

scade considerabil prin 

recristalizare şi toate efectele 

ecruisării sunt eliminate. 

Forţa motrice a transformării, 

atât la restaurare cât şi Fig. 9.4 Reprezentarea schematică a 

recristalizării primare: a) încela 

recristalizare este energia 

putul recristalizării; b) şi c) conînmagazinată 

prin deformare 

tinuarea recristalizării; d) strucplastică 

la rece. 

tu ra finală recristalizată [3] 

Încălzirea materialului 

format din noii grăunţi, din care a fost eliminat efectul deformării, la 

temperaturi mai mari decât cea necesară recristalizării determină o creştere 

progresivă a dimensiunii acestora. Această creştere prin care se

Temperatura 


micşorează suprafaţa totală 

limitelor grăunţilor determină 

micşorarea energiei libere a 

sistemului. 

Sfârşitul recristalizării 

Structura granulară rezultată 

prin recristalizarea secundară 

este cauzată de dizolvarea 

particulelor de faze care au rămas 

Începutul recristalizării 

la marginea grăunţilor, nedizolvate 

în timpul recristalizării primare. O 

altă cauză o poate constitui 

recristalizarea unui număr mic de 

Timpul de menţinere (logaritmic) 

Fig. 9.5 Diagramă izotermă TTR [4] 

grăunţi care fiind orientaţi diferit faţă de marea masă a grăunţilor au condiţii 

să recristalizeze diferit de aceştia şi astfel se ajunge la dimensiuni mult mai 

mari. 

Parametrii tehnologici. Temperatura finală (t f ) până la care trebuie 

încălzite produsele la recoacerea de recristalizare se determină cu relaţia: 

t f = t pr + (130…270 0 C) (9.2) 

Pentru fier, temperatura pragului de recristalizare este: 

T pr = 0,4 (1539 + 273) = 724 °K (9.3.) 

sau t pr = 724 – 273 = 450 0 C (9.4) 

Astfel temperatura de recristalizare la oţeluri carbon şi slab aliate 

este cuprinsă între 580…720 0 C (sub A 1 ). Oţelurile înalt aliate, inoxidabile 

şi anticorozive au pragul de recristalizare mai ridicat, ceea ce determină 

alegerea unei temperaturi mai ridicate (750 – 850 0 C pentru oţeluri feritice şi 

ferito-martensitice; 1050 – 1150 0 C cu răcire în apă pentru cele austenitice). 

Temperatura finală aleasă va depinde de mărimea necesară a 

grăuntelui recristalizat şi de valorile caracteristicilor mecanice minime 

impuse. 

Temperatura de recristalizare se poate micşora prin mărirea duratei 

de menţinere. Factorul temperatură este deci, mult mai important decât 

timpul. Dublarea timpului de recoacere este aproximativ echivalentă cu 

creşterea temperaturii cu 10 0 C.


Atât la metale cât şi la aliaje temperatura pragului de recristalizare 

scade rapid cu creşterea gradului de deformare anterioară, devenind 

independentă de acest factor la grade de deformare de peste 20 – 30 % (fig. 

9.6). Temperatura pragului de recristalizare depinde, de asemenea, şi de 

adaosurile în elemente de aliere, 

de structura iniţială şi de durata 

de menţinere. Adăugarea de 

elemente de aliere în soluţia 

solidă determină întotdeauna 

creşterea temperaturii de 

recristalizare. Cu cât grăuntele 

dinaintea deformării este mai 

mare, cu atât recristalizarea 

începe la o temperatură mai 

ridicată. Prelungirea duratei de 

menţinere poate să producă 

recristalizarea la temperaturi 

mai coborâte, apropiate de 

acelea la care se observă 

fenomenul de poligonizare şi 

relaxare. Regimul de încălzire 

folosit este cel cu temperatură constantă. 

Fig.9.6 Influenţa gradului de deformare 

asupra temperaturii de recristalizare 

Duratele de încălzire şi menţinere variază în limite largi, în funcţie 

de forma şi dimensiunea produselor, de modul de aşezare şi de utilajele 

folosite. 

Durata de transformare este în funcţie de temperatură. La 

temperaturi de recoacere mai ridicate durata este de 15 – 30 minute, iar la 

temperaturi mai scăzute de 1 – 2 ore. De exemplu, la oţelurile carbon durata 

se alege de 5 ore la 500 0 C, 2 ore la 650 0 C şi 0,5 ore la 700 0 C. 

Viteza de răcire nu are importanţă decât din punct de vedere a 

tensiunilor interne, deoarece procesele de recristalizare au loc în cursul 

încălzirii şi menţinerii. Se preferă răcirea mai lentă la traversarea 

intervalului 650 – 400 0 C, cu excepţia oţelurilor cu conţinut scăzut de 

carbon, la care poate să apară reţeaua de cementită secundară, care 

înrăutăţeşte deformabilitatea. 

Dimensiunea finală a grăunţilor depinde de: structura iniţială, 

compoziţia chimică, temperatura, starea de tensiuni, durata de menţinere şi 

gradul de deformare .


Dacă structura iniţială este neuniformă (cristale mari şi mici) va 

rezulta o structură mai grosolană; în cazul structurii uniforme creşterea va fi 

mai mică. Dacă structura de pornire este fină temperatura este corespunzător 

mai mică. Piesele îmbunătăţite anterior pot fi recristalizate cu aproximativ 

100 0 C mai jos decât piesele supuse recoacerii. 

Efectele temperaturii, duratei şi gradului de deformare asupra 

mărimii grăuntelui pot fi urmărite în figura 9.7. Dacă gradul de deformare 

Fig. 9.7 Dependenţa mărimii grăuntelui de : a) temperatură ; b) timp ; 

c)grad de deformare [5] 

este mai mic decât gradul critic ( cr ) după recoacere nu are loc 

recristalizarea. La grade de deformare mai mari decât cr apare o 

recristalizare normală. Deformările care se găsesc în apropierea 

gradului critic de deformare produc un grăunte grosolan. Se pare că oţelu- 

Fig. 9.8 Diagrama de recristalizare pentru aluminiu [3]


rile bogat aliate, în special oţelurile austenitice şi perlitice, nu au un grad 

critic de deformare. La oţelurile carbon cu peste 0,3 % C aproape nu există 

pericolul formării unui grăunte grosolan prin tratament critic (deformare 

critică şi recoacere critică). La unele aliaje gradele critice apar şi la grade de 

deformare mici (5…10 %) şi la grade mari (70…90 %), mai ales la 

temperaturi ridicate (fig. 9.8). 

Dimensiunea finală a 

grăunţilor depinde în foarte mare 

măsură de gradul de deformare. 

Cu cât gradul de deformare este 

mai mare şi cu cât temperatura 

de recoacere este mai mică, cu 

atât dimensiunea grăuntelui 

recristalizat va fi mai mică. 

Interdependenţa dintre 

gradul de deformare, temperatură 

şi mărimea grăuntelui se poate 

urmări pe diagramele de 

recristalizare (fig. 9.9), care 

servesc pentru determinarea 

condiţiilor de recoacere pentru a 

se obţine o anumită mărime a 

grăunţilor. 

Fig. 9.9 Dependenţa mărimii grăunţilor 

de gradul de deformare 

şi temperatură [5] 

Aplicaţii: Recoacerea de recristalizare se aplică, de obicei, 

semifabricatelor sub formă de benzi, table, ţevi, bare şi sârme laminate, trase 

sau trefilate la rece, precum şi pieselor matriţate sau ambutisate la rece. În 

toate cazurile recoacerea de recristalizare se foloseşte ca recoacere 

intermediară între fazele de deformare sau ca recoacere finală. 

La viteze de încălzire foarte mari şi timpi de menţinere scurţi la 

temperaturi înalte se formează un mare număr de centre de recristalizare, 

creşterea grăunţilor este mică, iar dependenţa mărimii acestora de gradul de 

deformare devine neglijabilă. De fapt, recristalizarea cu viteze foarte mari 

de încălzire la temperaturi înalte nu mai este un tratament izoterm. În acest 

caz timpul şi temperatura trebuie corelate printr-o diagramă continuă de 

recristalizare. 

La recoacerea de recristalizare a oţelului în afară de recristalizarea 

feritei poate avea loc şi coagularea şi sferoidizarea cementitei. Aceasta 

ridică plasticitatea şi uşurează prelucrarea ulterioară prin deformare la rece.

A 

B 


În cazul produselor confecţionate din oţeluri cu conţinut scăzut de 

carbon, care sunt sensibile la grade critice de deformare ( cr = 8 – 12 %) sau 

prezintă local grade de deformare diferite, nu se recomandă aplicarea 

recoacerii de recristalizare. Dacă s-ar aplica această recoacere ar avea loc o 

creştere exagerată a grăunţilor şi deci o scădere a proprietăţilor mecanice. În 

asemenea cazuri se aplică o recoacere de normalizare (fig. 9.10). 

F 

Fig. 9.10. Pahar ambutisat la rece: A – zonă 

cu deformaţie mare, care se recoace 

local, B – zonă slab deformată la 

care se evită încălzirea la temperatură 

înaltă, deoarece grăunţii cresc 

prea mult [1] 

Temperatura de recristalizare la oţeluri variază, cum s-a arătat, în 

limite largi, în funcţie de compoziţia chimică (% C, % elemente de aliere, % 

elemente însoţitoare) şi de gradul de deformare anterior. 

Temperaturile de recoacere de recristalizare foarte ridicate, deşi 

scurtează durata de încălzire şi menţinere, totuşi influenţează negativ 

rezultatele, ca urmare a obţinerii unui grăunte recristalizat grosolan. 

Granulaţia devine grosolană la temperaturi de recoacere de recristalizare de 

peste 750 0 C şi are efecte negative asupra calităţii produselor, în special a 

celor de ambutisare adâncă. În acest caz apar o serie de defecte, cum sunt: 

aspectul rugos al suprafeţei produsului (coajă de portocală), încreţituri, 

falduri şi festoane (urechi), exfolieri (tablă dublă), crăpături. 

Faldurile şi festoanele apar ca urmare a texturii de recoacere, care 

constă în anizotropia caracteristicilor mecanice ale semifabricatelor: 

alungirea în direcţia laminării depăşeşte cu mult pe cea în direcţie 

transversală, ceea ce face ca marginile paharului ambutisat să fie denivelate. 

Pentru ca paharul să fie la aceeaşi înălţime este necesară o operaţie 

suplimentară de debitare (fig. 9.11). 

În cursul recoacerii de recristalizare a oţelurilor carbon şi slab aliate 

se obţine o structură globulară ca urmare a recristalizării feritei şi globuliză-


rii cementitei. 

Fig. 9.11 Modul de prelevare al 

epruvetelor (a), variaţia alungirii 

cu direcţia (b) la benzile de 

cupru recopt, cu textură de 

recristalizare şi produs ambutisat 

festonat (c) [1] 

În figura 9.12 se arată curba de variaţie a deformării unei probe de 

Fig. 9.12. Curba de variaţie a deformării probei din Al pur [6]


Al pur, tip pană pentru tracţiune. Temperatura de recristalizare a fost 500ºC, 

menţinere 30 minute. Structura a fost pusă în evidenţă prin atac cu un 

reactiv 10%NaOH. 

Pentru recoacerea de recristalizare se folosesc, de obicei, cuptoare cu 

atmosferă controlată sau cu vid în care suprafaţa pieselor este protejată. 

Aceste cerinţe se impun îndeosebi la recoacerea sârmelor, tablelor şi 

benzilor. Cuptoarele tip clopot (fig. 9.13) pot funcţiona cu gaz protector sau 

cu vid (10 -1 până la 10 -3 torr). În figura 9.14 se prezintă schema unei instala- 

Fig. 9.13 Cuptor tip clopot 

Fig. 9.14 Schema unei instalaţii continue 

de recoacere de recristalizare 

ţii continue de recoacere de recristalizare a sârmelor. În figura 9.15 se dă 

ciclul termic al recoacerii de recristalizare pentru benzile de oţel aşezate în 

rulouri. 

Fig. 9.15 Ciclul termic al recoacerii de recristalizare


BIBLIOGRAFIE 




4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl 

Hansen Verlag Munchen Wien. 




2-12-260121-6. 


Dacia, Cluj-Napoca, 1987 



6. SCHATT, W.,- Einfuung in die werkstoffwissenschaftVEB Deutscher 

Verlag fur Grundstoffindustrie – leipzig, 1983

Capitolul 10 

RECOACEREA DE DETENSIONARE 

Scopul recoacerii de detensionare este de a reduce tensiunile 

remanente din produs, fără a modifica sensibil proprietăţile acestora. În 

urma micşorării tensiunilor remanente are loc o reducere la minim a 

deformaţiilor din timpul tratamentelor termice ulterioare şi după prelucrările 

prin aşchiere, eliminându-se astfel formarea fisurilor în cazurile extreme. 

Tensiunile remanente se formează cu ocazia diferitelor prelucrări: 

deformare plastică la cald, turnare, sudare, încălziri şi răciri neuniforme, 

tratamente termice, prelucrări mecanice cu îndepărtări masive de material, 

menţinerea în medii corozive, ş.a. Ele singure sau împreună cu tensiunile 

funcţionale din exploatare pot conduce la deformarea sau chiar ruperea 

pieselor în care acţionează. De aceea este indicat să se procedeze la 

reducerea lor imediat după ce apar. 

În ultimii 60 de ani concepţia de tensiuni remanente este privită 

diferenţiat, ca urmare a lucrărilor lui HEYN, care a arătat diferenţa dintre 

tensiunile remanente şi tensiunile elastice „ascunse”. Prin tensiuni 

remanente HEYN a înţeles acele tensiuni care, în urma înlăturării unei 

porţiuni din produs, dau naştere la modificări dimensionale în acesta, iar 

prin tensiuni elastice „ascunse” tensiunile care apar numai după solicitarea 

produsului în domeniul elastic şi care nu produc modificări ale 

dimensiunilor acestuia după înlăturarea unor porţiuni din produs. 

Prin tensiuni remanente înţelegem, în general, tensiunile dintr-un 

sistem mecanic închis, asupra căruia nu acţionează forţe sau momente 

exterioare. Forţele şi momentele interioare datorate tensiunilor remanente 

sunt echilibrate mecanic, deci suma forţelor şi momentelor este nulă. 

Tensiunile remanente sunt produse pe trei căi: 

- prin dilatarea sau contracţia neuniformă, ca urmare a diferenţelor 

de temperatură pe secţiunea sau volumul produsului (tensiuni termice); 

- prin modificările de volum specific în urma transformărilor 

structurale (tensiuni structurale); 

- prin acţiunea mecanică a procedeelor de prelucrare (tensiuni 

mecanice); 

Într-un produs, tensiunile remanente sunt introduse printr-una din 

căile arătate mai sus, sau prin combinarea lor. Astfel, în cazul aliajelor

T ensiune (σ y ) 

RECOACEREA DE DETENSIONARE 191 

monofazice, lipsite de transformări structurale în timpul încălzirii şi răcirii 

apar tensiuni termice, dacă aliajul este deformat plastic la cald sau la rece 

apar şi tensiuni mecanice, iar în cazul aliajelor fier-carbon, în care apar şi 

transformări structurale, deformate şi tratate termic pot apare toate cele trei 

tipuri de tensiuni. 

În funcţie de domeniul de 

extindere tensiunile remanente se 

clasifică în: tensiuni de ordinul sau 

gradul I, II şi III (fig. 10.1). 

Tensiunile interne de 

L im itele grăunţilor 

Fig. 10.1. Clasificarea tensiunilor 

I II 

remanente , 

R R R 

tensiuni remanente de 

ordinul I, II, III [ 5] 

III 

, - 

I 

gradul I , numite şi tensiuni 

R 

macroscopice, acţionează în 

volumul întregului produs sau în 

porţiuni macroscopice ale acestuia 

(mai mulţi grăunţi); în această 

categorie intră tensiunile termice, 

structurale şi mecanice. La o 

intervenţie din afară în echilibrul 

forţelor şi momentelor apar 

întotdeauna modificări dimensionale 

macroscopice. 

În figura 10.2 se arată 

variaţia tensiunilor termice la 

răcire, iar în figura 10.3 modul de 

formare a tensiunilor mecanice. 

Fig. 10.2. Variaţia tensiunilor 

termice la răcirea 

unui material [5]

192 BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENRELOR TERMICE 

Fig. 10.3 Deformare plastică: a) deformarea propriu zisă; b) distribuţia 

tensiunilor mecanice [3]. 

Fig. 10.4. Tensiunile termice 

într-un material 

bifazic, 

cauzate de diferenţa 

coeficienţilor 

de dilatare ale 

celor două faze [5] 

Tensiunile interne de gradul II 

II 

cuprind tensiunile termice care apar în 

R 

materiale bifazice ca urmare a diferenţei 

dintre coeficienţii de dilatare a celor două 

faze (fig.10.4). Grăunţii de tip A au, în tot 

intervalul de temperatură considerat, un 

coeficient de dilatare termică ( A ) mai mare 

decât grăunţii de tip B ( A B ). După 

răcire la temperatura T 1 T o , grăunţii de tip 

A se vor contracta mai mult decât cei de tip 

B. Deoarece trebuie să se păstreze coeziunea 

la limita dintre grăunţi, în direcţia 

longitudinală apar tensiuni de întindere în 

grăunţii A şi de compresiune în grăunţii B. 

De asemenea, tensiunile de gradul II includ 

şi tensiunile cauzate de diferenţa dintre 

limitele de curgere ale diferiţilor grăunţi (fig. 

10.5). Din figura 10.5 se observă că limita de 

curgere a grăunţilor este diferită. Solicitarea 

unui astfel de agregat policristalin de către 

forţele exterioare P duce la apariţia primelor 

deformaţii plastice în cristalul cu cmin . La 

creşterea solicitării exterioare se vor deforma


Fig. 10.5. Tensiunile termice într-un material bifazic, cauzate de diferenţa 

dintre limitele de curgere ale diferiţilor grăunţi [6]. 

plastic prima dată cristalele cu orientare favorabilă, apoi cele cu orientare 

mai puţin favorabilă şi în cele din urmă cristalul cu cea mai mare limită de 

curgere cmax . Pentru un anumit grad de deformare cristalul cu cmin va fi 

deformat mai puternic decât cel cu cmax . După îndepărtarea solicitării 

exterioare, cristalul cu cmin rămâne cu o stare de tensiuni de compresiune, 

iar cel cu cmax cu tensiuni de întindere. La intervenţia din afară în echilibrul 

tensiunilor de ordinul II pot apare modificări dimensionale macroscopice. 

Tensiunile de ordinul III (microtensiuni) apar la nivelul reţelei 

cristaline şi cuprind tensiunile create de: atomii de substituţie (Si, Mn, Ni, 

Cr şi Fe de exemplu), de atomii de interstiţie (C, N, B), dislocaţii, limite de 

grăunţi şi de particule precipitate într-o soluţie solidă (fig. 10.6). 

La intervenţia din afară, în echilibrul tensiunilor de ordinul III nu 

apar modificări dimensionale macroscopice. 

Din punct de vedere al direcţiei de acţiune, tensiunile pot să fie 

axiale, radiale sau tangenţiale (fig. 10.7). Fiecare dintre ele pot fi pozitive 

(de întindere) sau negative (de compresiune). 

Tensiunile remanente se manifestă prin deformarea elastică pe care 

ele o produc în volumele în care sunt prezente. Datorită acestui fapt 

mărimea lor poate fi determinată prin legea lui Hooke:


Fig. 10.6 Cauzele apariţiei tensiunilor de ordinul III: a) 1-vacanţe, 

2-atomi proprii interstiţiali, 3-atomii de substituţie străini, 

4-atomi străini interstiţiali, b) dislocaţie; c) 1-strat de 

atomi străini monoatomic, 2-limită de grăunte cu unghi 

mare [6] 

suprafaţă 

m iez 

Fig. 10.7. Tensiunile de răcire la margine (R) 

şi în miezul (K) unui cilindru [6]: 

l – tensiuni longitudinale; 

r – tensiuni radiale; 

t – tensiuni tangenţiale.


rem = E · rem (10.1) 

în care: E este modulul de elasticitate longitudinal ; 

rem - deformaţia elastică remanentă relativă. 

Din acelaşi motiv tensiunile remanente nu pot depăşi ca mărime 

limita de curgere a materialului metalic: 

rem c (10.2) 

deoarece la depăşirea acestei limite în produsul respectiv se produce o 

deformare plastică (permanentă), care relaxează (descarcă) surplusul de 

energie. 

Existenţa tensiunilor remanente în produs, constituie o încărcare 

prealabilă a acestuia şi are efecte negative sau pozitive asupra comportării 

lui tehnologice şi funcţionale (în exploatare). Starea de tensiuni rezultată 

(suma tensiunilor interne şi externe) este hotărâtoare pentru această 

comportare. În figura 10.8 se prezintă două exemple în care există aceeaşi 

+ 

+ 

1 1 

3 

σ a 

3 

σ a 

- 

2 

Distanţa faţă de margine 

a) 

- 

2 

Distanţa faţă de margine 

b) 

Fig. 10.8 Tensiunile rezultante (3)=(1)+(2): a) depăşesc rezistenţa admisibilă 

(σ a ); b) nu depăşesc rezistenţa admisibilă (σ a ) [7]. 

tensiune exterioară (dreapta 1) şi materialul are aceeaşi valoare a rezistenţei 

la temperatură ridicată (dreapta σ a ), cu deosebire că tensiunile remanente 

sunt distribuite diferit. În exemplul a) tensiunile interne sunt maxime la 

suprafaţă şi scad rapid către centru. În exemplul b) tensiunile au valori mai 

scăzute la suprafaţă şi un gradient mai mic. Pentru ca produsul să reziste în 

condiţii optime în exploatare este necesar ca suma celor două tensiuni ((1) şi


(2)) să nu depăşească nici într-un punct rezistenţa admisibilă a materialului. 

În exemplul a) această condiţie nu este respectată, la o anumită distanţă de 

la suprafaţă s-a depăşit valoarea rezistenţei admisibile, în acest loc apărând 

fisuri. În exemplul b) situaţia este favorabilă, nedepăşindu-se nicăieri 

valoarea tensiunii admisibile. 

Tensiunile remanente măresc sau scad rezistenţa la solicitările 

exterioare în funcţie de faptul că ele au sens opus sau analog cu cel al 

tensiunii aplicate. Din acest punct de vedere cele mai periculoase sunt 

tensiunile remanente de întindere, care micşorează atât rezistenţa la rupere 

prin tracţiune cât şi rezistenţa la oboseală. De exemplu dacă o fontă are 

rezistenţa la rupere de 26 daN/mm 2 şi într-o zonă tensiuni de compresiune 

de 7daN/mm 2 , rezistenţa reală va fi de 26-7=19 daN/mm 2 . De aceea, pentru 

mărirea rezistenţei la oboseală se preferă introducerea intenţionată de 

tensiuni de compresiune în straturile exterioare ale pieselor în mişcare de 

rotaţie. 

O importanţă foarte mare au tensiunile interne la fabricarea pieselor 

şi sculelor de precizie. Orice modificare a 

stării de tensiune prin îndepărtarea de material, 

mai ales în cazul prelucrărilor nesimetrice, 

duce la modificarea formei şi dimensiunii 

produsului. În figura 10.9 se arată o piesă la 

care tensiunile interne σ x şi 2σ x sunt în 

echilibru înainte de prelucrare. În urma 

prelucrării eliminându-se o parte din exteriorul 

piesei, echilibrul este afectat datorită faptului 

că tensiunile de întindere le depăşesc pe cele 

de compresiune. Echilibrul se va restabili 

însă, cu preţul unei deformaţii. 

Prezenţa tensiunilor remanente este 

periculoasă la o serie de aliaje cum ar fi: 

alame, alame speciale, oţeluri inoxidabile, la 

care procesul de coroziune în prezenţa acestor 

tensiuni este mult intensificat. Unele 

proprietăţi fizice (permeabilitatea, forţa 

coercitivă, conductibilitatea electrică) sunt 

sensibil influenţate de starea de tensiuni. Din 

această cauză unele produse confecţionate din 

materiale magnetice trebuie să fie supuse 

obligatoriu recoacerii de detensionare. 

Fig. 10.9. Starea de tensiune 

la o piesă înainte 

de prelucrare (a): 

Σσ = 0 şi după 

prelucrare (b): 

Σσ ≠ 0 .


Tensiunile interne pot fi reduse, în principiu, prin înlocuirea 

deformaţiilor elastice remanente cu deformaţii plastice. 

Curgerea plastică necesară detensionării poate fi realizată pe mai 

multe căi. Două din acestea pot fi deduse din analiza relaţiilor 10.1 şi 10.2 

din care rezultă că nivelul tensiunilor interne poate fi coborât dacă se 

micşorează modulul de elasticitate longitudinal E sau dacă se reduce 

valoarea limitei de curgere a materialului metalic. 

Modulul E poate fi micşorat prin încălzire, dar la răcirea ulterioară el 

va recăpăta valoarea iniţială, astfel încât detensionarea pe această cale este 

posibilă numai la cald. 

Limita de curgere poate fi, de asemenea, micşorată prin încălzire, 

tensiunile interne fiind obligate să scadă până la valoarea limitei de curgere 

la cald şi să rămână la această valoare scăzută şi după răcirea ulterioară la 

temperatura ambiantă. Mecanismul 

menţionat acţionează preponderent prin 

alunecări pe planele atomice situate în 

interiorul grăunţilor, respectiv prin 

curgere intragranulară, care se produce 

de la 150…200 0 C şi are viteza maximă 

în intervalul 400…500 0 C (fig. 10.10). 

A treia cale prin care se poate 

realiza detensionarea o constituie 

relaxarea tensiunilor prin fluaj, care 

reprezintă deformarea în timp a unui 

material sub acţiunea unei solicitări 

constante. El este o manifestare a 

comportării vâscoplastice a 

materialelor şi depinde semnificativ de 

temperatură. Dacă materialul este 

încălzit la o temperatură peste 

temperatura de echicoeziune are loc o 

curgere plastică intercristalină 

(alunecare pe limita de grăunte) cu o 

Fig. 10.10 Viteza şi limita de curgere 

în funcţie de temperatură 

la un material metalic 

policristalin [1] 

viteză sesizabilă în timp scurt. Temperatura de echicoeziune (T ech ) 

corespunde acelei temperaturi la care, tensiunea critică de alunecare 

intergranulară devine mai mică decât cea de alunecare intragranulară 

(fig.10.11).


La temperaturi scăzute, în jurul celei ambiante, tensiunile remanente 

se reduc prin procese de relaxare care necesită durate foarte lungi, de 

ordinul lunilor sau anilor. 

Fig. 10.11. Variaţia cu temperatura 

a tensiunii critice de alunecare 

intragranulară 

( mg ) şi intergranulară 

( lg ) şi determinarea 

temperaturii de echicoeziune 

(T ech ) în cazul 

unui agregat policristalin 

[1]. 

Relaxarea tensiunilor este, în fapt, o deformare prin fluaj. La 

temperaturi joase predomină fluajul nestaţionar (tranzitoriu) care se 

realizează sub acţiunea unor procese fără difuzie, mai important fiind 

procesul de alunecare peste obstacole a dislocaţiilor elicoidale. La 

temperaturi mai înalte decât T top / 2 este predominant fluajul staţionar la 

care factorul determinant este căţărarea dislocaţiilor marginale, fluajul fiind 

controlat de procese de difuzie. Tensiunile rămase în urma acţiunii 

mecanismului de detensionare la nivelul limitei de curgere corespunzătoare 

temperaturii de recoacere, se vor reduce în timp datorită fenomenului de 

relaxare. Mărimea timpului necesar pentru reducerea tensiunilor la un 

anumit nivel va fi determinată de comportarea la fluaj a oţelului la 

temperatura respectivă. Procesul de relaxare a tensiunilor fiind influenţat de 

temperatură, timpul necesar reducerii la un anumit nivel a tensiunilor 

remanente poate fi scurtat prin mărirea temperaturii. 

Pentru a realiza o detensionare cât mai completă este necesar să se 

folosească ambele mecanisme de detensionare (scăderea limitei de curgere 

şi relaxarea prin fluaj), ceea ce necesită încălzirea peste temperatura de 

echicoeziune a oţelului (fig.10.12). Încălzirea sub temperatura critică T cr din 

figura 10.13 produce detensionarea numai pe calea curgerii plastice prin 

difuziune, pe când încălzirea peste T cr asigură acţiunea cumulată a ambelor 

mecanisme.


Fig. 10.12 Tensiunile de alunecare inter şi intragranulară în 

funcţie de temperatura de alunecare [1] 

T ensiuni, N /m m 2 

D escărcarea tensiunilor 

interne rem anente prin 

curgere plastică 


Fig. 10.13. Explicaţia mecanismului de detensionare prin scăderea tensiunii 

critice de alunecare, prin încălzire sub nivelul componentei 

tangenţiale a tensiunilor interne remanente. [1] 

Gradul de detensionare la o temperatură dată se determină din 

relaţia:


G 

det 

 

σ 

rem 0 

σ 

σ 

rem 0 

remt 

100 

 

σ 

σ 

remt 

rem 0 

100 

; [ % ] (10.3.) 

unde: σ rem0 şi σ remt sunt tensiunile remanente la începutul detensionării, 

respectiv după un moment oarecare t. 

În practică se realizează grade de detensionare de peste 50 %. Pentru 

a realiza un grad de detensionare cât mai avansat, într-un timp cât mai scurt 

este necesar să se folosească o temperatură cât mai înaltă. Temperatura de 

detensionare este însă limitată de o serie de factori ca: temperatura de 

transformare A 1 pentru majoritatea oţelurilor, temperatura de revenire 

pentru oţelurile călite şi revenite, temperatura de oxidare intensă pentru 

recoacerea fără atmosferă protectoare. Cu cât mai scăzută se adoptă 

temperatura, cu atât trebuie să fie mai lung timpul de detensionare. 

Parametrii recoacerii de detensionare sunt: temperatura, durata, 

vitezele de încălzire şi răcire. 

Temperatura de încălzire este de 400…650 0 C (fig. 10.14) deci, 

recoacerea de detensionare este un tratament subcritic, urmărind reducerea 

la minim a tensiunilor interne, fără să producă modificări de structură bazate 

pe transformarea polimorfică . Din această cauză temperatura maximă 

de detensionare a produselor de oţel este, teoretic, punctul critic A 1 . În unele 

cazuri, alte procese pot să limiteze temperatura de detensionare la valori mai 

mici. Astfel, la produsele deja degroşate şi care urmează a fi supuse 

prelucrării de finisare prin aşchiere, se recomandă să nu se depăşească 

temperatura de 450…500 0 C, la care se poate forma un film aderent de oxid 

abraziv, care uzează sculele de finisare, iar la piesele şi construcţiile sudate 

nu trebuie să se depăşească nivelul de 600 0 C, deoarece se pot produce 

fenomene de fragilizare sau chiar fisuri. 

Dacă produsul este deformat plastic la rece şi nu trebuie să se 

înmoaie prin detensionare, fiind necesar să rămână parţial ecruisat, 

temperatura de detensionare trebuie să fie inferioară aceleia de recristalizare 

nefazică. 

În general se poate spune că temperatura de încălzire (T f ) nu trebuie 

să depăşească anumite valori la care s-ar putea produce modificări nedorite 

ale caracteristicilor tehnologice şi de exploatare. 

Temperatura minimă de detensionare se alege în funcţie de gradul de 

detensionare dorit, depăşind , de regulă , valoarea de 400 0 C (fig. 10.15).



Fig. 10.14. Intervalele de temperaturi pentru principalele recoaceri 

aplicate oţelurilor carbon [8] 

Durata, h 

Fig. 10.15. Schema ciclului de tratament termic 

al recoacerii de detensionare


Recoaceri de detensionare la temperaturi sub 400 0 C nu sunt 

indicate, deoarece la aceste temperaturi limita de curgere este încă ridicată 

pentru majoritatea oţelurilor. Temperatura de detensionare trebuie să fie 

întotdeauna deasupra temperaturii maxime de folosire a produselor. 

Cu cât este mai mică valoarea tensiunilor remanente admise într-un 

produs, cu atât se recomandă ca temperatura să fie mai mare pentru a avea o 

durată de menţinere optimă. 

Durata de menţinere este de 1…3 ore. Durata de egalizare termică 

se alege în funcţie de dimensiunea caracteristică a produsului ( m = 2g; g – 

grosimea maximă de perete a piesei, mm). 

În general, detensionarea este rapidă şi practic proporţională cu 

nivelul tensiunilor iniţiale, la începutul perioadei de menţinere (1…2 ore), 

după care viteza de eliminare a tensiunilor interne scade rapid. 

Dacă este necesar să se coboare temperatura de detensionare, durata 

se prelungeşte în aşa fel încât parametrul de detensionare P d definit prin 

relaţia: P d = T(20+lg m ) să aibă valoarea de cca. 16 000. Temperatura T se 

exprimă în °K, iar m în ore. Durata are influenţă logaritmică asupra 

parametrului recoacerii de detensionare (P d ) care la rândul lui depinde de 

gradul de detensionare. După ce s-a produs egalizarea termică în toată masa 

nu sunt necesare menţineri cu durate mai mari de 2…3 ore, deoarece după 

acest timp nu se mai produce o micşorare sensibilă a tensiunilor. 

În figura 10.16 se arată relaţia între parametrul de detensionare şi 

Fig. 10.16. Tensiuni remanente după detensionare la oţeluri 

microaliate cu granulaţie fină în funcţie de 

parametrul Hollomon [7]


gradul de detensionare. 

Viteza de încălzire. Încălzirea se face cu viteză mică pentru a se 

asigura scăderea limitei de curgere uniform pe toată secţiunea produsului. 

Valoarea vitezei de încălzire este de 10…100 0 C / h, în funcţie de calitatea 

oţelului, de forma şi dimensiunile produsului. Vitezele reduse de încălzire 

sunt necesare, în special, până la 200 – 250 0 C, când produsele sunt fragile. 

Se recomandă regimul de încălzire odată cu cuptorul în special la piese cu 

sensibilitate mare la fisurare. 

Viteza de răcire. Răcirea, de asemenea, trebuie realizată cu viteză 

redusă. Nerespectarea regimului de răcire nu numai că nu asigură eliminarea 

unui procent mare de tensiuni, dar poate să ducă la creşterea tensiunilor, cu 

toate că ceilalţi parametrii tehnologici au fost corecţi. În majoritatea 

cazurilor o răcire cu 50 – 100 0 C / h asigură o micşorare corespunzătoare a 

tensiunilor interne. Pentru ţevi, table şi piese cu secţiunea transversală 

uniformă, răcirea se poate face în aer. Pentru piese cu forme complexe se 

recomandă răcirea în cuptor (fig. 10.17). 

a) b) 

Fig. 10.17 Colivie cu grosimea de 0,2 mm din oţel de îmbunătăţire nealiat 

după călire şi detensionare: a) răcire în aer, foarte puternic 

deformat; b) răcirea în cuptor, deformaţii minime [7] 

Aplicaţii. Produsele din oţel se supun detensionării după turnare, 

deformare plastică la cald şi la rece, sudare, prelucrări prin aşchiere (Tabelul 

10.1). 

Detensionarea înainte şi după operaţiile de prelucrare prin aşchiere 

are rol preventiv, evitând deformările. Pericolul deformaţiilor după 

prelucrarea pieselor nedetensionate creşte cu creşterea cantităţii de material 

îndepărtat prin aşchiere, a gradului de schimbare a formei piesei (“golirii“ 

masive uniforme) şi cu precizia de prelucrare. Recoacerea de detensionare 

între degroşări şi prefinisări se face la 450 – 550 0 C. Cu cât precizia piesei 

prelucrate creşte, cu atât finisarea se face din mai multe operaţii succesive 

cu recoaceri intermediare la temperaturi din ce în ce mai joase şi cu durate


Tabelul 10.1. Recoacerea de detensionare la produsele din oţel [1] 

Prelucrarea anterioară Condiţiile recoacerii de detensionare Prelucrarea 

Încălzire Menţinere Răcire ulterioară 

Încălzire 

Prelucrări 

Turnare 

lentă până la 

550-650 0 C. 

mecanice de 

degroşare 

Sudare 

Forjare 

Degroşare prin aşchiere 

Încălzire 

lentă până la 

600-800 0 C. 

Încălzire 

lentă sau 

rapidă până 

la 650-700 0 

C. 

400 – 550 0 C 

1h/25 mm 

de grosime 

maximă a 

secţiunii, 

dar nu mai 

puţin de 

1h. 

Cu 

cuptorul 

până la 

200-300 0 C, 

apoi în aer. 

Finisare prin aşchiere 120 – 200 0 C 2 – 48 h Aer 

Deformare plastică la rece 

cu necesitatea păstrării 

parţiale a ecruisării 

Călire la martensită cu 

necesitatea păstrării 

durităţii ridicate 

Revenire cu răcire rapidă 

pentru evitarea fragilizării 

de revenire înaltă 

350 – 400 0 C 

10 – 30 

min. 

150 – 200 0 C 1 – 2 h Aer 

400 – 450 0 C 

1h/25 mm 

de grosime 

---- 

Prelucrări de 

degroşare 


prefinisare sau 

finisare 

Finisare sau 

superfinisare 

Aer ---- 

Aer sau 

cuptor 


finisare 


finisare 

din ce în ce mai lungi. De exemplu, pentru o placă de bază, care nu trebuie 

să se deformeze în timp mai mult de câţiva microni sau pentru scule de 

măsurare, se fac rectificări şi lepuiri succesive, cu recoaceri intermediare la 

120 – 150 0 C şi cu durate de 24 – 48 h. Se va evita intervalul 250 – 350 0 C. 

Construcţiile sudate care, datorită dimensiunilor mari şi foarte mari, 

nu pot fi detensionate în instalaţii de tratament termic, se supun unui 

tratament termic care are ca scop crearea unor tensiuni în sens contrar celor 

rezultate prin sudură. Tratamentul termic constă într-o încălzire (cu flacără 

sau prin curenţi de inducţie) a zonelor din apropierea cusăturilor sudate, 

până la o temperatură de aproximativ 200 0 C şi apoi urmează o răcire 

rapidă, astfel că prin acest tratament local nu se elimină tensiunile ci se 

realizează numai un echilibru al lor. 

Aplicarea recoacerii de detensionare înaintea călirii are ca efect micşorarea 

deformaţiilor şi a sensibilităţii la fisurare după călire. În general, pentru a


micşora deformaţiile după călire se execută o recoacere la 650 0 C. În cazul 

pieselor la care nu se mai fac prelucrări mecanice după tratamentul termic se 

vor lua măsuri de protejare a lor împotriva oxidării şi decarburării, la 

recoacerea de detensionare efectuată la temperaturi de peste 500 0 C şi la 

durate de menţinere mai lungi. 

În urma recoacerii de detensionare nu se pot obţine produse absolut 

fără tensiuni, din această cauză în literatură se foloseşte frecvent noţiunea de 

recoacere pentru micşorarea tensiunilor în locul celei utilizate până acum, de 

detensionare. 

În timpul recoacerii de detensionare nu au loc transformări fazice. 

Este indicat ca ea să se aplice, dacă este posibil, imediat după operaţiile care 

au dus la apariţia tensiunilor interne. 

BIBLIOGRAFIE 



2.BARRALIS, J., MAEDER, G., Metalurgie/Elaboration, structuresproprietes 



2-12-260121-6. 

3. DIETER,G., Metalurgie mecanică, Editura Tehnică, Bucureşti, 1970. 

4.VERMEŞAN, G., Îndrumător pentru tratamente termice, Editura 

Dacia, Cluj-Napoca, 1987. 

5. VERMEŞAN, H., VERMEŞAN, G., Tensiuni termice şistructurale la 

răcirea pieselor cilindrice, în Tehnică şi inginerie, Editura Fundaţiei 

pentru Studii Europene, Cluj-Napoca, 2001. 


4/2 : Warmebehandeln, ISBN 3-446-14954-6, 1987, Ed. Carl 

Hansen Verlag Munchen Wien. 


Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976. 

8. ***Metallographie et Techniques d’Analyse, EDITION PYC LIVRES, 

PARIS, 1998, ISBN 2-911008-17-0.

Capitolul 11 

CĂLIREA ÎN VOLUM 

11.1 CONSIDERAŢII GENERALE 

Călirea în volum constă în încălzirea şi menţinerea produselor la 

temperaturi superioare punctelor critice ale oţelului, în aşa fel încât să se 

producă transformarea polimorfă a ferului şi să se obţină austenită, 

care apoi să fie răcită cu viteză suficient de mare pentru ca transformarea 

inversă să se producă fără difuzia fierului şi a carbonului, cel puţin 

parţial. În acest fel structura rezultată va fi martensita – în cazul absenţei 

totale a difuziei sau bainita când difuzia are loc parţial. În cele mai multe 

cazuri se urmăreşte obţinerea structurii martensitice. 

Călirea martensitică în volum (v r > v cr , fig. 11.1) are deci. scopul de 

a aduce piesele într-o stare structurală caracterizată prin prezenţa unui 

constituent dur şi în afară de echilibru – martensita – pe o adâncime cât mai 

mare şi a unor tensiuni interne astfel distribuite încât să evite fisurarea şi 

deformarea excesivă. 

Pentru a se obţine, după călire, structura martensitică, viteza de 

răcire trebuie să fie egală sau mai mare decât viteza critică. 

În cazul pieselor de dimensiuni mai mari, pentru a se căli în tot 

volumul, este necesar ca viteza de răcire, în centrul părţii celei mai groase a 

piesei, să fie mai mare sau egală cu viteza critică. Astfel, în figura 11.1b), 

se poate observa că piesa 1, a cărei viteză de răcire a centrului este mai 

mare decât viteza critică, se va căli la martensită în toată masa, iar piesa 2, 

care are viteza de răcire a centrului mai mică decât viteza critică, nu se va 

căli la martensită pe toată secţiunea ei. 

Călirea nu este un tratament termic final, după ea se aplică 

întotdeauna revenirea care are ca scop principal reducerea tensiunilor 

interne şi creşterea tenacităţii piesei. Scopul călirii şi revenirii aplicate 

oţelurilor de scule este de a mări duritatea, rezistenţa la uzură şi limita de 

rupere, iar în cazul oţelurilor de îmbunătăţire, de a mări rezistenţa ( Rm, 

Rp 0,2 ), duritatea ( HB ) şi de a obţine o rezilienţă ( KCU ) ridicată.



CĂLIREA 207 

În cazul când prin călire se urmăreşte obţinerea unei structuri 

martensitice în tot volumul produsului, tratamentul poartă denumirea de 

călire pătrunsă sau călire în volum, iar când se urmăreşte numai călirea 

straturilor superficiale se numeşte călire superficială. 

A 1 

A 3 

A 

M 

v 1 v cr v 2 v 3 

Tim pul (lg) 

Tim pul (lg) 

a) b) 

Fig. 11.1 Reprezentarea schematică diagramei TTT şi a vitezelor de răcire : 

a)viteza critică de răcire (v cr ); b) vitezele de răcire ale suprafeţei şi 

centrului a două piese (v 1 , v 2 ), care duc la formarea martensitei 

într-un oţel hipoeutectoid [1] 

În funcţie de condiţiile de solicitare în care trebuie să funcţioneze 

piesele şi sculele în timpul exploatării, adică de caracteristicile de exploatare 

care trebuie asigurate materialului metalic, scopul aplicării celor două tipuri 

de călire martensitică este diferit. 

11.2 Parametrii tehnologici 

Temperatura finală ( t f ) se alege, în primul rând, în funcţie de 

calitatea oţelului. În cazul oţelurilor carbon temperatura optimă de călire 

este cea indicată în figura 11.2 a) prin domeniul haşurat. Oţelurile 

hipoeutectoide sunt încălzite cu 30 – 50 0 C deasupra punctului A c3 , oţelurile 

eutectoide şi hipereutectoide sunt încălzite cu 30 – 50 0 C deasupra punctului 

A c1 , valorile minime fiind caracteristice pentru piese subţiri şi şarje mici, iar 

cele superioare pentru piese groase şi şarje mari. Pentru oţelurile care se pot 

căli şi în apă şi în ulei, temperatura de călire în ulei este cu 20 – 30 0 C mai 

mare decât cea pentru călirea în apă. Oţelurile aliate se călesc de la 

temperaturi mai ridicate. Oţelurile ledeburitice se călesc de la temperaturi cu 

30…100 0 C sub temperatura eutectică. Astfel, oţelurile rapide se călesc de la


Fig. 11.2 Influenţa conţinutului de carbon asupra 

temperaturii şi rezultatelor călirii oţelurilor 

carbon [1]: a) temperatura optimă de călire; b) 

duritatea după călire ; c) cantitatea de austenită 

reziduală. 

1200…1280 0 C. Aceste temperaturi ridicate sunt necesare pentru dizolvarea 

unor cantităţi cât mai mari de carburi aliate. Regimul de încălzire este acela 

al încălzirii în cuptor cu temperatură constantă, aflat la temperatura de: 

t cuptor = t f + (10 ÷ 30) 0 C (11.1) 

În acest fel trebuie interpretate temperaturile de călire recomandate 

în SR (STAS), care sunt mai mari cu 40 – 70 0 C decât punctele critice ale 

mărcilor de oţel standardizate. Martensita obţinută în aceste condiţii de 

încălzire este fină şi relativ tenace, purtând denumire şi de hardenită.

CĂLIREA 209 

Dacă se depăşeşte temperatura optimă de călire, cristalele de 

austenită cresc repede (fig. 3.8), iar cele de martensită, care se obţin la 

răcire, sunt corespunzător mai grosolane ( fenomenul de supraîncălzire ). 

Martensita grosolană este mult mai fragilă decât hardenita. În urma 

călirii cu supraîncălzire se măreşte cantitatea de austenită reziduală şi scade 

duritatea. Oţelurile călite, care conţin o cantitate mare de austenită reziduală, 

au tendinţa puternică de a-şi modifica dimensiunile, de aceea, înainte de 

prelucrarea de finisare, trebuie supuse ulterior călirii cu răcire sub 0 0 C. 

Limita inferioară a intervalului temperaturii de călire este 

determinată, la oţelurile hipoeutectoide, de apariţia feritei. Un oţel călit din 

domeniul bifazic + al diagramei Fe – C conţine în structură, pe lângă 

martensită şi ferită ( subîncălzire ). Prezenţa feritei face ca duritatea să scadă 

şi, de asemenea, scade şi rezistenţa la solicitări ciclice. 

În urma călirii de la temperatura optimă, oţelurile hipereutectoide au 

în structură martensită şi carburi. Aceste carburi sunt mai dure decât 

martensita, sunt incluse în masa acesteia şi măresc rezistenţa la uzură în 

cazul oţelurilor hipereutectoide. Înainte de călire trebuie să se aplice 

recoacerea de înmuiere în vederea obţinerii cementitei globulare. Dacă un 

oţel hipereutectoid este călit fără ca în prealabil să fie normalizat şi recopt 

pentru înmuiere, cementita secundară se separă sub formă de reţea la 

limitele grăunţilor sau sub formă de filamente în interiorul acestora, oţelul 

devenind fragil. Dacă oţelurile hipereutectoide se călesc de la temperaturi 

deasupra punctului A ccem ( domeniul austenitic ), carburile se dizolvă 

complet în austenită. Temperaturile înalte determină formarea unui grăunte 

grosolan de austenită, iar carbonul dizolvat stabilizează austenita. În urma 

răcirii rezultă o martensită cu ace foarte grosolane şi fragile, cu o cantitate 

ridicată de austenită reziduală, cea ce face ca duritatea să scadă. 

Duratele de încălzire ( î ) şi de egalizare ( eg ) depind, în primul 

rând, de grosimea produselor ( circa 1 min. / mm grosime a piesei ). 

Durata de transformare ( tr ) este relativ scurtă, fiind dependentă 

şi de temperatură. Această durată trebuie să asigure ca o cantitate suficientă 

de carbon să treacă în austenită. Numai carbonul dizolvat în austenită 

determină duritatea martensitei, nu şi carbonul care se găseşte în carburile 

nedizolvate. La încălzirea unui oţel carbon eutectoid la 740 0 C, dizolvarea 

carburilor se termină după circa 5 ore, la 760 0 C – după 15 minute, la 780 0 C 

– după 5 minute şi la 820 0 C – după un minut, fără însă ca repartizarea 

carbonului în austenită să fie uniformă. Duratele de menţinere pentru 

transformare prea mici duc la o dizolvare incompletă a carburilor, în felul 

acesta fiind favorizată transformarea în treapta perlitică, iar martensita nu


ajunge la duritatea maximă, datorită cantităţii mici de carbon dizolvate. La 

durate de menţinere prea lungi se formează o martensită grosolană şi rămâne 

o cantitate mare de austenită reziduală. 

Mediul de încălzire trebuie să asigure protecţia împotriva oxidării şi 

decarburării, altfel se modifică valoarea durităţii după călire. Variaţii ale 

conţinutului de carbon de la suprafaţă pot duce la duritate scăzută şi apariţia 

fisurilor după călire. De asemenea, suprafaţa pieselor trebuie protejată 

împotriva oxidării. Pentru încălzirea pieselor în vederea călirii se utilizează: 

cuptoare încălzite electric sau cu gaz; băi de săruri; atmosfere controlate 

(endoterme sau exoterme ); stratul fluidizat şi vidul ( presiunea 10 -2 torr ). În 

cazul folosirii cuptoarelor fără atmosfere controlate se recomandă 

împachetarea produselor în cutii în prezenţa şpanului de fontă, cărbune de 

lemn, cocs, ş.a. Atmosferele controlate se aleg în funcţie de compoziţia 

chimică şi în primul rând în funcţie de conţinutul de carbon al oţelurilor 

călite. Băile de săruri asigură o protecţie corespunzătoare dacă, compoziţia 

lor este aleasă corect şi dacă li se face la timp dezoxidarea şi decarburarea. 

Încălzirea în vid asigură o protecţie foarte bună a suprafeţelor, fiind din ce 

în ce mai răspândită în practică (tehnologie ecologică). 

Viteza de răcire trebuie să asigure obţinerea unei structuri cu 

proporţie maximă de martensită şi să evite apariţia unor tensiuni interne prea 

mari, care ar provoca deformarea sau chiar fisurarea pieselor. 

Pentru a obţine o proporţie mare de martensită, mediul de răcire 

trebuie să fie suficient de energic pentru a conferi piesei o viteză de răcire 

superioară vitezei critice, capabilă să provoace transformarea austenitei în 

proporţia minimă necesară de martensită. 

Proporţia minimă de martensită depinde de condiţiile impuse pentru 

structura de revenire . Rezistenţa la oboseală scade rapid, odată cu scăderea 

proporţiei de martensită (fig. 11.3). Proporţia minimă de martensită trebuie 

să fie realizată în zona care este cel mai puternic solicitată. În cazul 

solicitărilor la tracţiune, la forfecare pură, etc., proporţia minimă de 

martensită este de 90 % şi trebuie să fie obţinută în centrul secţiunii 

produsului. În cazul solicitărilor la încovoiere, răsucire, flambaj proporţia 

minimă de martensită de 80 – 90 % trebuie să fie realizată în punctele 

situate, faţă de centrul secţiunii transversale, la 1/2 sau 3/4 din jumătatea 

grosimii piesei. 

Pentru obţinerea structurii martensitice este necesară realizarea unei 

viteze de răcire mari în intervalul de stabilitate minimă a austenitei (650 – 

400 0 C). În intervalul M S – M F răcirea este indicat să se facă cu viteza 

minim posibilă pentru a evita apariţia tensiunilor interne.

CĂLIREA 211 

Fig. 11.3 Influenţa cantităţii de martensită de 

la călire asupra rezistenţei la oboseală 

după revenire la duritatea de 36 HRC [2]. 

Ca medii de călire, în funcţie de călibilitatea oţelului, cele mai 

obişnuite sunt: apa, soluţii apoase, uleiul mineral, sărurile şi metalele topite, 

aerul ( în cazul oţelurilor bogat aliate ), stratul fluidizat, mediile sintetice şi 

recent mediile gazoase (azot, argon, hidrogen ş.a.). 

Mediile de răcire lichide se împart în două mari categorii: 

- medii care îşi modifică starea de agregare în timpul răcirii piesei; 

- medii care nu îşi modifică starea de agregare în timpul răcirii 

piesei. 

Temperatura punctului de fierbere a mediului lichid stabileşte 

apartenenţa lui la una din aceste categorii. 

Dacă punctul de fierbere este sub temperatura iniţială a piesei, se 

produce fierberea locală a lichidului în apropierea suprafeţei corpului cald. 

Din prima categorie fac parte majoritatea mediilor de răcire lichide folosite 

în practica industrială, ca: apa, uleiul, motorina, diferite soluţii apoase, iar 

din a doua: sărurile, alcaliile şi metalele topite ( acestea au, în general, 

punctul de fierbere mai ridicat decât temperatura piesei la începutul răcirii ). 

Răcirea în mediile de răcire, din prima categorie, decurge cu viteză 

foarte diferită, în funcţie de temperatura piesei, viteză determinată de trei 

etape distincte de răcire: calefacţia, fierberea şi convecţia (fig. 11.4). 

Corespunzător acestor etape, coeficientul de transmitere a căldurii este 

foarte diferit. Astfel, în prima etapă, de calefacţie, în jurul piesei se 

formează o cămaşă de vapori termoizolantă, coeficientul de transmitere a 

căldurii este foarte mic, iar viteza de răcire foarte scăzută. În etapa a doua, 

de fierbere, cămaşa de vapori este deja destabilizată şi lichidul venit în


contact direct cu suprafaţa caldă fierbe intens în jurul piesei, cu degajare de 

bule, coeficientul de transmitere a căldurii este ridicat, iar viteza de răcire 

Fig.11.4 Stadiile răcirii într-un mediu vaporizabil [12] 

atinge valoarea maximă. Etapa a treia, de convecţie, începe când 

temperatura piesei ajunge sub temperatura de fierbere a lichidului; fierberea 

încetează, schimbul de căldură are loc prin convecţie, coeficientul de 

transfer a căldurii scade din nou, iar răcirea are loc cu viteză mică. Cu toate 

că începutul răcirii debutează cu viteză mică de răcire din cauza perioadei de 

calefacţie, totuşi viteza medie de răcire este foarte mare datorită transferului 

foarte intens de căldură din perioada de fierbere şi a duratei scurte de 

manifestare a calefacţiei. La mediile din această categorie, capacitatea de 

răcire poate fi ridicată mult prin intensificarea mişcării relative dintre mediu 

şi piesă (tab. 11.1), care dacă este puternică reduce durata perioadei de 

calefacţie prin destabilizarea mai rapidă a cămăşii de vapori din jurul piesei. 

Apa răceşte rapid în domeniul temperaturilor 650 – 550 0 C (avantaj), 

în schimb răceşte tot rapid şi în intervalul M S – M F ( dezavantaj ). Variaţia 

temperaturii apei influenţează numai asupra vitezei de răcire în intervalul 

650 – 550 0 C şi mai puţin în domeniul 300 – 200 0 C. Apa caldă, la 50 – 60 0 

C, răceşte în intervalul 650 – 550 0 C la fel ca uleiul, în schimb în intervalul 

300 – 200 0 C viteza de răcire nu scade. Asupra capacităţii de răcire a apei 

influenţează, de asemenea, prezenţa diferitelor adaosuri solubile sau 

insolubile în apă. Prezenţa în apă doar a unor cantităţi mici de săruri solubile 

schimbă substanţial capacitatea ei de călire. Apa distilată sau de ploaie ră-

CĂLIREA 213 

Tabelul 11.1 Valorile coeficientului H, în mm -1 pentru câteva medii 

de răcire clasice [3] 

Aer 

Agitare Ulei Apă Apă sărata 

liniştit 

deloc 0,012 0,04 0,08 

moderată 0,016 0,05 ___ 8·10 -4 

intensă 0,03 0,08 ___ 

foarte intensă 0,04 0,16 0,02 

H= α/2λ, α – coeficientul de transfer termic între piesă şi mediul de răcire; 

λ – conductivitatea termică a materialului . 

ceşte de două ori mai încet în intervalul 650-550 0 C decât apa de robinet. 

Prezenţa în apă a gazelor dizolvate înrăutăţeşte capacitatea ei de călire. 

Pentru a-i micşora capacitatea de călire apa se încălzeşte, se adaugă 

glicerină, silicat de sodiu sau alte substanţe. Apa luată din diferite surse are 

capacitatea de călire diferită. Capacitatea de călire a apei se ameliorează prin 

adăugare de clorură de sodiu, hidroxid de potasiu şi acid sulfuric . 

Uleiul răceşte mai încet de 3 – 4 ori în domeniul stabilităţii austenitei 

( dezavantaj ) şi de aproximativ 10 ori mai încet în domeniul transformării 

martensitice ( avantaj ). Uleiul la temperatura de 200 0 C căleşte la fel ca şi 

uleiul la temperatura de 150 – 200 0 C. Neajunsurile pe care le prezintă uleiul 

sunt: 

a) pericol de explozie ( temperatura de aprindere este în funcţie de 

calitatea uleiului între 150 şi 320 0 C ); 

b) necesitate înlocuirii lui după un anumit timp de funcţionare, 

deoarece îşi modifică vâscozitatea ( se îngroaşă ) şi îşi pierde 

capacitatea de răcire; 

c) aderă la suprafaţa pieselor, necesitând operaţii suplimentare de 

spălare ( spălarea de ulei se face în soluţie de 10 % Na 2 CO 3 la 

temperatura de 80 – 90 0 C sau cu o soluţie de 3% NaOH); 

d) rezervă limitată. 

Răcirea în aer liniştit asigură o capacitate relativă de răcire, 

corespunzătoare lui H = 0,015 (Tab. 11.1); iar în cazul aerului suflat H = 

0,10 – 0,15 dacă se alege în mod corespunzător debitul şi presiunea aerului 

( m = 150 – 250 kcal / m 2 hgrd. ).


Răcirea în ceaţă este mai energică ( H = 0,2 – 0,3 ), deoarece în afară 

de căldura preluată de curentul de aer, o parte din căldura piesei se utilizează 

şi pentru evaporarea particulelor de apă în suspensie în acest curent. Ceaţa 

se produce cu ajutorul unor duze ( fig. 11.4 ). Intensitatea de aspersiune este 

reglată prin variaţia debitului de apă, a presiunii aerului şi a distanţei de la 

duze la suprafaţa supusă răcirii, iar durata de aspersiune de grosimea piesei 

Fig. 11.4 Diuză pentru răcirea 

în ceaţă. 

(tab. 11.2). Viteza de răcire depinde, la fel, de diametrul piesei . Răcirea în 

ceaţă se recomandă la călirea oţelurilor cu călibilitate bainitică, asigurânduse 

o viteză de răcire mare în domeniul bainitic ( aproximativ 500 0 C ). 

Tabelul 11.2 Durata de aspersiune pentru piese cilindrice cu diametrul 

cuprins între 200 şi 1200 mm 

D, mm 200 400 500 600 800 1100 1200 

Durata de aspersiune, h 0,2 0,5 0,8 1,2 2,0 3,0 4,5 

11.3 Metode de călire 

După condiţiile de răcire se deosebesc următoarele metode de călire: 

călire obişnuită, călire întreruptă, călire în trepte, călire izotermă şi călire 

sub 0 0 C (tab. 11.3). 

a) Călirea obişnuită este cea mai răspândită metodă de călire. Ea 

constă în răcirea continuă a produsului într-un singur mediu de răcire care 

poate fi: apă, ulei, aer, alte gaze etc. 

Oţelurile carbon, care au viteza critică de călire mare, trebuie să fie 

răcite în apă. Răcirea în apă duce la apariţia unor tensiuni mari, care pot 

duce la deformarea sau fisurarea produselor; pericolul este cu atât mai mare

CĂLIREA 215 

Tipul 

călirii 

Călire 

simplă 

(călire întrun 

singur 

mediu de 

răcire) 

Călire 

întreruptă 

(călire în 

două 

medii) 

Călirea în 

trepte 

(martempe 

ring) 

Călirea 

izotermă 

Călire sub 

0 0 C 

(tratament 

termic sub 

0 0 C, tratament 

criogenic) 

Tabelul 11.3 Clasificarea metodelor de călire după condiţiile de răcire 

Modul de realizare Structura obţinută Aplicaţii 

Încălzire peste A C3 (la oţeluri 

hipoeutectoide) sau peste A C1 (la 

oţeluri hipereutectoide), 

menţinere şi răcire rapidă. 

Încălzire ca la călirea simplă; 

răcirea în două medii de răcire: 

primul cu o viteză mai mare 

decât cea critică (apa), iar al 

doilea cu o viteză mai mică 

(ulei). 


răcirea de la temperatura de 

austenitizare într-o baie având 

temperatura uşor superioară 

punctului M S sau între M S şi M F ; 

menţinere la această temperatură 

pentru egalizarea temperaturii în 

toată masa piesei, fără să 

înceapă transformarea 

austenitei; răcirea până la 

temperatura ambiantă, când are 

loc transformarea martensitică în 

toată masa. 


răcirea în medii cu temperatura 

corespunzătoare domeniului 

bainitic, menţinerea până la 

terminarea transformării 

izoterme a austenitei şi apoi 

răcire în aer. 

Răcirea pieselor sau sculelor la 

temperaturi sub 0 0 C (-20 0 C.. 

..190 0 C). 

Martensită sau martensită 

+ troostită la 

oţelurile hipoeutectoide. 

Martensită + 

carburi + austenită 

reziduală la oţelurile 

hipereutectoide. 

Martensită 

Martensită sau 

martensită + 

carburi + austenită 

reziduală. 

Bainită superioară 

sau inferioară. 

Martensită 

Cea mai răspândită 

metodă de 

călire. 

Piese şi scule din 

oţeluri cu conţinut 

ridicat de 

carbon susceptibile 

la fisurare 

sau deformare. 

Piese şi scule 

susceptibile la 

deformare sau 

fisurare la călire. 

Piese şi scule cu 

secţiuni subţiri, 

din oţeluri aliate. 

Piese şi scule din 

oţeluri rapide, 

oţeluri pentru 

matriţe, oţeluri de 

cementare, oţeluri 

inoxidabile, 

martensitice, 

oţeluri maraging.


cu cât produsele au forme complexe ( treceri bruşte de secţiuni ) şi dimensiuni 

mari. Din aceste cauze, călirea obişnuită, cu răcire în apă, se aplică 

produselor din oţel carbon de formă simplă ( cilindrice, prismatice ) şi de 

secţiuni mici ( 10 – 12 mm ). 

Produsele de dimensiuni mai mari şi de forme mai complexe care 

trebuie călite pe adâncimi mari, se confecţionează din oţeluri cu călibilitate 

mare şi se răcesc în ulei. 

Pentru produsele cărora li se impun condiţii foarte pretenţioase în 

privinţa deformărilor este necesar să se folosească oţeluri cu călibilitate 

foarte mare, în care martensita se poate forma chiar prin răcire în aer, 

tensiunile interne fiind minime. 

b) Călirea întreruptă constă în răcirea în două medii: întâi în apă, până la o 

temperatură mai mică decât a cotului perlitic, dar mai mare decât a 

punctului M s , apoi în ulei sau chiar în aer, până la temperatura ambiantă 

(fig.11.6 b)) . Durata de menţinere în primul mediu, respectiv momentul 

a) b) 

c) d) 

Fig. 11.6 Metode de călire [10]

CĂLIREA 217 

trecerii la al doilea mediu de răcire trebuie stabilită riguros. 

Călirea întreruptă, pentru oţelurile carbon, se poate executa în două 

variante: apă – ulei (pentru grosimi de 10 – 15 mm), în soluţie apoasă de 

săruri (1 – 2 minute la 150 – 180 0 C) – aer (pentru piese de forme complexe 

cu grosimi de 15 – 30 mm). Menţinerea în primul mediu trebuie să evite 

transformarea perlitică, fiind determinată de momentul în care piesele au 

ajuns în zona punctului M s (200 – 250 0 C). Această durată se determină 

direct (momentul în care încetează vibraţia cleştelui şi piesele s-au înnegrit). 

Ea este de 3 – 7 s (aproximativ 1 s / 5 mm grosime a piesei). 

c) Călirea în trepte ( martempering ) este o călire la martensită cu 

tensiuni interne reduse. Această metodă constă în răcirea pieselor în băi de 

săruri sau ulei, având temperatura cu 20 – 30 0 C peste punctul M s , menţinere 

un timp suficient pentru egalizarea temperaturii în toată secţiunea, fără a 

începe transformarea izotermă a austenitei şi apoi răcirea în aer (fig.11.6 c)). 

Din figura 11.6 c) se observă că în toată secţiunea piesei se formează 

practic, aproape simultan, martensită, ceea ce reduce foarte mult 

deformaţiile şi sensibilitatea la fisurare. În timpul răcirii în baie, atât 

suprafaţa cât şi centrul piesei trebuie să “ocolească ” cotul perlitic sau 

bainitic al diagramei TTT. 

O variantă a călirii în trepte este reprezentată în figura 11.7 în care 

temperatura băii este inferioară punctului M s . În acest caz are loc un început 

de transformare martensitică, iar după o menţinere de 5 – 15 minute ( pentru 

egalizarea temperaturii ) produsele se răcesc în aer liniştit sau ventilat pentru 

continuarea transformării martensitice. 

Fig. 11.7 Schema călirii în trepte peste punctul M S în baie de sare ( linii pline ) 

sau sub punctul M S în baie de sare sau ulei cald (linii întrerupte); 

S –suprafaţă; C – centru; a) oţel cu călibilitate medie sau mare; 

b) oţel cu călibilitate mică [2].


Din cele de mai sus rezultă că la călirea în trepte răcirea este 

întreruptă chiar deasupra punctului M s , în unele cazuri chiar imediat sub M s 

şi apoi produsele se răcesc la temperatura ambiantă. Această oprire a răcirii 

stabilizează austenita, determinând o scădere a temperaturii de transformare, 

rezultând o cantitate mai mare de austenită reziduală. Deci, la călirea în 

trepte va exista o cantitate mai mare de austenită reziduală decât la călirea 

continuă în ulei. Stabilizarea este atribuită dislocaţiilor. 

În urma călirii în trepte deformaţiile sunt foarte mici, se asigură 

obţinerea de produse cu un câmp de toleranţe mai restrânse, iar în unele 

cazuri se poate renunţa la dispozitivele de călire de care este nevoie în mod 

obişnuit la călirea continuă pentru a micşora deformaţiile, astfel se reduce 

preţul de cost al tratamentului. 

Mediile pentru călirea în trepte sunt: sărurile topite şi uleiurile. 

Sărurile topite se utilizează de la 200 0 C până la 400 0 C, iar uleiurile până la 

200 0 C. 

Cea mai utilizată sare are următoarea compoziţie: 50 – 60 % azotat 

de potasiu; 37 – 50 % azotit de sodiu. Amestecul se topeşte la aproximativ 

140 0 C şi poate fi folosit în intervalul 165 – 530 0 C; practic nu se utilizează 

sub 180 0 C. Capacitatea de răcire a unei băi de săruri la 200 0 C este aproape 

identică cu cea a uleiului obişnuit de călire. Pentru a mări capacitatea de 

răcire a băilor de săruri se adaugă 0,5 – 2 % apă printr-o conductă de 6 – 

7 mm în vârtejul de sare din jurul elicei de agitare. Apa se evaporă în mod 

continuu de la suprafaţa băii, de aceea este necesar să se adauge apă în mod 

periodic pentru a menţine concentraţia optimă. Concentraţia apei se 

stabileşte în funcţie de temperatura băii. 

În comparaţie cu uleiul, sărurile prezintă următoarele avantaje: 

vâscozitatea sării se modifică uşor la intervalele mari de temperatură; sarea 

îşi menţine stabilitatea chimică, astfel că pentru menţinerea volumului 

necesar se adaugă sare proaspătă echivalentă cu cea eliminată odată cu 

piesele; are un interval larg de temperatură; se spală uşor de pe piese cu 

ajutorul apei; durata de egalizare a temperaturii este mai mică. 

Dezavantajele sunt: temperatura minimă de lucru este de 160 0 C; prezintă 

pericol de explozie, din această cauză interzicându-se folosirea pentru 

austenitizare a băilor pe bază de cianuri. 

Uleiurile utilizate pentru călirea în trepte trebuie să asigure temperaturi 

ridicate ( 240 0 C ). În cazul utilizării la temperaturi de 100 – 240 0 C, 

sunt necesare măsuri speciale. Atmosfera trebuie să fie protectoare 

( reducătoare sau neutră ). Expunerea la aer, mai ales la temperaturi ridicate, 

duce la o oxidare puternică. Bazinele de călire trebuie prevăzute cu capace.

CĂLIREA 219 

Pentru menţinerea curată a uleiului se folosesc diferite tipuri de filtre. 

Uleiurile se recirculă cu cel puţin 40 – 50 m / min. pentru a împrăştia 

vaporii formaţi în cursul răcirii. 

Avantajele uleiului: poate fi folosit la temperaturi mai joase; este 

mai uşor de lucrat cu ulei la temperatura ambiantă; cantitatea de ulei 

eliminată odată cu piesele este mai mică; uleiul este compatibil cu toate 

sărurile utilizate pentru austenitizare. Dezavantaje: uleiul este limitat la o 

temperatură maximă de 230 – 240 0 C; se degradează mai repede, ceea ce 

necesită un control mai des; durata de egalizare a temperaturii este mai 

mare; prezintă pericol de explozie. 

În cazul utilizării băilor de săruri se impun următoarele măsuri de 

protecţia muncii: 

1. Temperatura băii nu va depăşi 590 0 C pentru a nu se produce 

explozie. Băile trebuie prevăzute cu limitatoare de temperatură. În caz de 

incendiu se vor folosi stingătoare cu CO 2 şi nu se va utiliza apa. 

2. Azotaţii şi azotiţii se descompun uşor la temperatură, eliberând 

oxigen, având un caracter oxidant pronunţat. Se interzice depozitarea de 

substanţe uşor oxidante şi inflamabile şi pătrunderea de carbon sau 

funingine în baia de săruri. 

3. Mănuşile de protecţie se pot aprinde lângă baie, dacă sunt 

încărcate cu sare, de aceea ele trebuie curăţate permanent. 

4. Cianurile şi băile pe bază de cianuri sunt incompatibile cu azotaţii 

şi azotiţii. 

5. Sărurile pentru călire în trepte trebuie depozitate în cutii şi 

marcate ( de exemplu prin diferite culori sau cu etichete ), pentru a evita 

amestecarea cu alte săruri. 

La folosirea uleiurilor se impun următoarele măsuri: 

1. Instalarea unui sistem de alarmă la aparatul de măsurat 

temperatura uleiului. Temperatura de lucru a uleiului trebuie să fie cu 10 0 C 

mai mică decât temperatura de aprindere a uleiului. În acest fel se evită 

pericolul de aprindere şi explozie. 

2. Pentru a înlătura posibilitatea de revărsare a uleiului datorită 

creşterii volumului în timpul încălzirii, se recomandă montarea de 

indicatoare de nivel şi un sistem de preaplin. 

3. În cazul când baia de ulei este încălzită cu tuburi radiante este 

necesar un sistem de siguranţă pentru prevenirea aprinderii uleiului. 

4. Un sistem de control a încălzirii uleiului în cazul când nu este 

agitat. 

5. Măsuri speciale pentru stingere în caz de incendiu.


Oţelurile utilizate pentru călirea în trepte sunt, în general, oţeluri 

aliate. De fapt, orice oţel care poate fi călit în ulei se poate supune călirii în 

trepte. Unele oţeluri carbon pot fi călite în trepte la 200 0 C cu agitaţie 

puternică a mediului şi la dimensiuni ale pieselor mai mici de 4 mm. Dintre 

mărcile de oţeluri standardizate se recomandă următoarele: 65 Mn 10; 40 Cr 

10; 50 VC 11; 33 MoCr 11; 41 MoCr 11; 41V MoCr 17. Rezultate bune se 

obţin şi cu oţelurile de carburare, după ce ele au fost carburate. Dintre 

mărcile trecute în normele SAE se recomandă: 1090; 4130; 4140; 4150; 

4340; 4640; 5140; 6150; 8630; 8640; 8740; 8745; 3312; 4620; 5120; 8620; 

9310; 410. 

Pentru stabilirea parametrilor tehnologici, de un real folos sunt 

diagramele TTT, de unde se poate stabili temperatura băii şi durata de 

menţinere pentru a evita transformarea izotermă a austenitei. 

Pentru a obţine rezultate optime la călirea în trepte se impun o serie 

de măsuri. Structura iniţială, care urmează să fie austenitizată, trebuie să fie 

cât mai uniformă. Operaţia de austenitizare trebuie să se facă în cuptoare cu 

atmosferă controlată sau în băi de săruri (45 – 55 % NaCl + 45 – 55 % KCl; 

t top = 650 – 675 0 C; temperatura de utilizare = 750 – 900 0 C), deoarece 

structurile oxidate şi decarburate reduc schimbul de căldură între piesă şi 

baia de sare. În timpul călirii în trepte trebuie controlate: temperatura de 

austenitizare, temperatura băii de săruri, compoziţia băii, capacitatea de 

răcire a băii, conţinutul de apă, modul de agitare a băii, etc. 

În general, temperatura pentru austenitizare în cazul călirii în trepte 

este aceeaşi ca şi pentru austenitizarea la călirea în volum obişnuită. 

Oţelurile cu conţinut mediu de carbon sunt austenitizate la temperaturi puţin 

mai ridicate, în cazul călirii în trepte. La oţelurile pentru carburare se va 

utiliza temperatura minimă de austenitizare care asigură obţinerea 

proprietăţilor mecanice impuse. 

Dacă piesele au fost carburate sau carbonitrurate în băi care conţin 

cianuri, există două posibilităţi de lucru: a) – piesele se răcesc în aer, se 

spală de sare, se reîncălzesc pentru austenitizare într-o baie pe bază de 

cloruri şi apoi se răcesc în trepte; b) – piesele din baia pe bază de cianuri se 

introduc într-o baie care conţine sare neutră, se menţin la temperatura de 

austenitizare şi apoi se răcesc în trepte. În cazul b se controlează periodic 

concentraţia de cianură din baia neutră, care nu trebuie să depăşească 

concentraţia de 5 %. 

Temperatura băii de menţinere izotermă depinde de compoziţia 

oţelului, de temperatura de austenitizare şi de proprietăţile dorite. În general, 

ea se determină prin încercări experimentale, pornind de la valoarea

CĂLIREA 221 

temperaturii punctului M s din diagrama TTT. Timpul de menţinere în baie 

depinde de grosimea şi de forma piesei, de temperatură, gradul de agitare a 

mediului, de compoziţia oţelului ( diagrama TTT ). Durata de menţinere în 

baia de ulei este de 4 – 5 ori mai mare decât în baia de sare. De exemplu, 

pentru o bară cu un diametru de 25 mm este necesar un timp de 1,5 – 2 

minute pentru egalizarea temperaturii într-o baie de sare cu temperatura de 

200 0 C şi mediu agitat, în cazul uleiului la 200 – 220 0 C timpul este de 8 – 

10 minute. Durata de egalizare în baia de sare poate fi micşorată cu 50% 

prin adaos de 1 – 2 % H 2 O. 

d) Călirea izotermă ( austempering ). Se execută conform figurii 

11.6 d) Se observă că se face în condiţii oarecum asemănătoare călirii în 

trepte, dar cu menţineri numai deasupra punctului M s , suficient de lungi 

pentru ca austenita să se transforme izoterm în bainită. În urma călirii 

izoterme se elimină aproape complet pericolul deformării sau fisurării, 

obţinându-se o structură omogenă în toată masa produselor. Călirea 

izotermă se aplică pieselor relativ subţiri, maxim 20 mm (tab. 11.4), cu 

scopul de a obţine durităţi ridicate ( 40 – 55 HRC ) asociate cu tenacitate şi 

elasticitate corespunzătoare. Călirea izotermă este specifică arcurilor, 

pieselor pentru maşini agricole, etc. Ea poate înlocui călirea şi revenirea 

medie. Proprietăţile obţinute după călirea izotermă şi călirea urmată de 

revenire sunt diferite. 

Pentru executarea practică a călirii izoterme este necesar să se 

cunoască: calitatea oţelului, temperatura transformării izoterme a austenitei, 

durata de menţinere în baie, compoziţia mediului de călire izotermă şi 

utilajele necesare. 

Călirea izotermă se aplică oţelurilor cu o perioadă de incubaţie ( inc ) 

la cotul perlitic suficient de mare, de exemplu la oţelul 40 Cr 10 . 

Luând în considerare influenţa carbonului, manganului şi 

elementelor de aliere asupra cineticii descompunerii austenitei în intervalul 

perlitic se poate stabili următorul domeniu de aplicare a călirii izoterme: 

- oţeluri nealiate cu 0,50 – 1,00 % C şi minim 0,60 % Mn; 

- oţeluri cu peste 1,00 % C şi mai puţin de 0,60 % Mn; 

- oţeluri cu mai puţin de 0,50 % C dar peste 1,00 % Mn; 

- oţeluri slab aliate cu 0,3 – 0.40 % C. 

Dintre oţelurile standardizate în ţara noastră se pretează la astfel de 

căliri următoarele: 

- oţeluri de carburare: 18 MnCr 10; 20 TiMnCr 12; 13 CrNi 17; 

13CrNi 30; 18 MoCrNi 13; 15 MoMnCr 12; 21 MoMnCr 12; 20 MoNi 35 

( tratamentul de călire izotermă se aplică după carburare).


Denumirea 

piesei 

Tabelul 11. 4 Aplicaţiile industriale ale călirii izoterme 

Marca 

Gros. 

max. 

Temperatura 

Durata 

de 

a Masa 

menţi- 

AISI STAS 

secţiunii 

piesei, băii, nere 

mm kg 

0 C min. 

1 2 3 4 5 6 7 8 

Piese din oţeluri carbon 

Duritatea 

HRC 

Brăţară 1050 OLC 50 0,76 1,310 -3 316 15 42 

Braţ 1050 OLC 50 0,76 2,510 -3 357 15 42 

Arc 1080 OSC 8 0,79 4,510 -3 330 15 48 

Levier 1065 OLC 65 1,01 371 15 42 

Placă 1060 OLC 60 0,8 332 6 4550 

Placă 1050 OLC 50 1,01 0,114 357 15 42 

Bară 1065 OLC 65 1,01 371 15 42 

Opritor 1065 OLC 65 1,21 360 15 45 

Levier 1050 OLC 50 1,27 343 15 4550 

Eclisă de 1050 OLC 50 1,50 343 15 45 

lanţ 

Piesă de 1065 OLC 65 1,50 288 30 52 

legătură 

Capac 1070 OSC 7 1,50 316 60 50 

Lamă 1065 OLC 65 3,17 0,30 316 15 50 

Levier 1075 OSC 8 3,17 385 5 3035 

Brăţară 1060 OLC 60 6,35 310 25 50 

Bară 1090 OSC 9 19,0 4,54 371 69 4550 

Piese din oţeluri aliate 

Cheie 6150 50VCr11 0,056 366 15 45 

tubulară 

Eclisă de Cr-Ni-V 288 25 53 

lanţ 

Ax 3140 41CrNi12 327 45 48 

Cămaşă de 4140 41MoCr11 3,178 260 14 40 

cilindru 

Nicovală 8640 0,341 371 30 37 

Lamă 4068 371 15 45 

Ax 3140 41CrNi12 371 45 40 

Ax 4140 41MoCr11 0,114 385 15 3540 

Roată 6150 50VCr11 0,908 304 30 45 

dinţată 

Piese din oţeluri de carburare

CĂLIREA 223 

Tabelul 11.4 (continuare) 

1 2 3 4 5 6 7 8 

Levier 1010 OLC 10 6,81 385 5 3035 

Ax 1117 385 5 3035 

Carcasă 8620 300 30 50 

- oţeluri de îmbunătăţire: 40Cr10; 36MoCr10; 41MoCr11; 

41MnCr11; 41MoCr17; 45CrNi12; 36MoCrNi10; 34MoCrNi15; 

50VCr11. 

- oţeluri de scule: OSC 10; OSC 12 (grosimi maxime de 5 – 6 mm ), 

C 120; RUL 1; RUL 2. 

- oţeluri de arc: ARC 4; ARC 5; ARC 8 etc. 

Temperatura transformării izoterme a austenitei se alege în funcţie 

de proprietăţile pe care dorim să le obţinem, deoarece structura rezultată 

prin călire izotermă depinde în primul rând de temperatura la care se face 

menţinerea izotermă la răcire. 

Coborârea temperaturii duce la mărirea gradului de dispersie a 

particulelor de ferită şi de cementită şi ca urmare la creşterea durităţii. 

În general temperatura transformării izoterme se alege în intervalul 

250 – 400 0 C, adică în intervalul transformării bainitice, unde se obţine o 

duritate ridicată ( 40 – 50 HRC ). 

Dacă temperatura de menţinere izotermă este cu 20 – 100 0 C 

superioară punctului M s se obţine o structură formată din bainită inferioară, 

cu plasticitate şi tenacitate relativ mici, rezistenţă mare, tensiuni interne 

ridicate, în acest caz recomandându-se aplicarea revenirii pentru mărirea 

tenacităţii şi reducerea tensiunilor interne. 

Dacă temperatura de menţinere este cu 50 – 100 0 C sub temperatura 

cotului perlitic se obţine o structură formată din bainită superioară, cu 

plasticitate şi tenacitate mari, rezistenţa mare, tensiuni şi deformaţii minime. 

Duritate obţinută este, de asemenea, ridicată. Menţinerea în mediul cald se 

poate face şi la o temperatură mai ridicată, până spre 550 – 600 0 C, dar cu 

cât această temperatură este mai ridicată cu atât duritatea finală este mai 

redusă, structurile obţinute fiind troostita şi chiar sorbita. 

Durata de menţinere în mediul de călire izotermă este determinată de 

durata transformării austenitei la temperatura dată. Din această cauză este 

absolut necesar, pentru proiectarea unei tehnologii corecte, cunoaşterea 

diagramei TTT pentru răcire izotermă (diagramele izoaustenitice). Obişnuit, 

durata de menţinere în baie variază între 5 şi 45 de minute. Duratele mai


lungi nu au efecte negative asupra proprietăţilor, dar măresc în mod inutil 

costul tratamentului. 

Medii pentru călirea izotermă. Mediile calde folosite la călirea 

izotermă ( pentru bainită ) trebuie să aibă o capacitate de răcire suficient de 

mare, deoarece austenita introdusă în ele trebuie să ajungă repede la 

temperatura menţinerii izoterme, fără să intersecteze curbele de 

transformare ( prin aceasta să se transforme parţial în structuri perlitice ). De 

asemenea, ele trebuie să nu fie inflamabile, să nu se degradeze repede şi să 

nu fie otrăvitoare. 

Foarte mult se utilizează baia de sare formată din 50 – 60 % azotat 

de potasiu, 40 – 50 % azotit de sodiu şi 0 – 10 % azotat de sodiu. Acest 

amestec se topeşte la 140 0 C şi se foloseşte pentru temperaturi cuprinse între 

180 şi 500 0 C. Capacitatea de răcire a acestei băi aflată la 200 0 C este 

similară cu a uleiului de călire (adăugarea de 1 % apă măreşte şi mai mult 

capacitatea de răcire a sării). 

Utilajele de încălzire şi răcire sunt aceleaşi ca şi la călirea în trepte, 

cu excepţia băilor de menţinere izotermă, care sunt numai din săruri (se 

exclude uleiul). Aceste utilaje pot avea o funcţionare discontinuă sau 

continuă. 

Patentarea este un procedeu de călire izotermă la temperaturi situate 

în domeniul cotului perlitic, urmat de o trefilare cu grade mari de reducere 

( = 60 – 80 % ). Este un tratament aplicat sârmelor din oţeluri cu 0,5 – 0,8 

% C cu scopul dublu de a da o structură care să permită un număr cât mai 

mare de treceri prin filieră şi de a da produsului finit caracteristicile 

mecanice superioare (Rm=120-240 daN / mm 2 , Rp = 100 – 200 daN/mm 2 ). 

După austenitizare sârma trece continuu printr-o baie de plumb, baie de 

săruri sau pat fluidizat, unde are loc o transformare aproape izotermă a 

austenitei într-o structură fină sorbitică, troostitică sau chiar bainitică 

superioară, în funcţie de temperatura băii izoterme. Austenitizarea sârmei se 

face în băi de săruri la o temperatură t şi o durată , dependente de diametrul 

sârmei ( d, în mm ) şi de procentul de carbon din oţel ( % C ): 

t = 900 + 10 · d – 50 · ( % C ), [ 0 C] (11.2) 

t 

τ d , [s] (11.3) 

30 

Baia de răcire izotermă trebuie să aibă o temperatură cu atât mai 

coborâtă cu cât sârma este mai groasă şi mediul are o capacitate de absorbţie 

mai mică. Din această cauză băile de săruri se folosesc la temperaturi mai

CĂLIREA 225 

scăzute decât băile de plumb. Durata de menţinere în baia izotermă creşte cu 

creşterea grosimii sârmei: 

izo = 15 + 10 · d , [s] (11.4) 

Avantajele patentării în pat fluidizat sunt: reducerea consumului de 

plumb sau de săruri, posibilitatea reglării coeficientului de cedare termică în 

limite largi ( 200 – 600 Kcal / m 2 · h · grad ) prin schimbarea naturii 

particulelor, modificarea temperaturii cutiei de răcire şi a temperaturii 

aerului, posibilitatea utilizării atmosferelor controlate în locul aerului, 

creşterea diametrului sârmelor ce se pot patenta. 

Patentarea în pat fluidizat poate fi combinată cu răcirea după 

laminare, montând un sistem de prerăcire ( cu apă ) până la circa 900 0 C şi 

apoi urmează instalaţia de patentare în flux continuu (fig. 11.8). 

Fig. 11.8 Schema unei instalaţii de patentare directă în pat fluidizat[7] 

e) Călirea sub 0 0 C constă în introducerea produselor, imediat după 

călire, într-un mediu cu temperatură de – (50 ÷ 200) 0 C, menţinere în acest 

mediu un timp suficient pentru egalizarea temperaturii şi apoi scoaterea lor 

în aer. Menţineri mai îndelungate nu sunt necesare deoarece transformarea 

austenitei reziduale în martensită se produce în timpul răcirii, practic în mod 

instantaneu. 

Scopul tratamentului sub 0 0 C este mărirea cantităţii de martensită, 

creşterea durităţii, a rezistenţei la uzare şi oboseală, mărirea volumului, 

îmbunătăţirea proprietăţilor feromagnetice şi stabilizarea dimensiunilor. 

Duritatea poate să crească de la 1 – 2 unităţi HRC la 20 – 35 unităţi HRC. 

Toate aceste proprietăţi se obţin, în general, datorită transformării austenitei 

reziduale în martensită.


După tratamentul termic de călire, în majoritatea cazurilor, rămâne o 

anumită cantitate de austenită reziduală. Această austenită, în general, nu 

este dorită deoarece reduce duritatea. 

Prezenţa austenitei reziduale măreşte riscul de a se produce crăpături 

şi fisuri la prelucrările mecanice ulterioare ( rectificare, şlefuire, etc. ), la 

scule dă proprietăţi neuniforme de tăiere şi, de asemenea, creează o anumită 

instabilitate dimensională. Austenita reziduală este o structură metastabilă şi 

în timp se poate transforma, ducând la schimbarea proprietăţilor, de 

exemplu poate modifica mult proprietăţile magnetice şi alte proprietăţi. Sunt 

unele cazuri când, totuşi, ea este dorită în anumite cantităţi. Prezenţa 

austenitei poate compensa contracţia de volum apărută odată cu 

transformarea martensitei, întrucât la transformarea austenitei reziduale în 

martensită are loc o creştere de volum. Astfel, în cazul pieselor din C 120, 

când se urmăreşte ca dimensiunile după tratament să nu se modifice faţă de 

starea iniţială, se poate recurge la această posibilitate de transformare a 

austenitei reziduale în cantităţi dorite, în funcţie de dimensiuni. În unele 

cazuri speciale se tinde la un conţinut mare de austenită la oţelurile de scule 

bogate în carburi. O structură formată din austenită şi carburi poate fi 

corespunzătoare asigurându-se o creştere a rezistenţei la uzare. Pentru 

oţelurile rezistente la coroziune, precum şi pentru oţelurile refractare se 

tinde să se obţină la temperatura camerei o structură austenitică sau 

austenită şi carburi. 

Pentru transformarea austenitei reziduale în martensită se poate 

recurge fie la o revenire la temperaturi peste 200 0 C, fie la aplicarea unui 

tratament termic sub 0 0 C. La oţelurile carbon de scule, la oţelurile 

carburate, la oţelurile de rulmenţi pentru obţinerea proprietăţilor cerute se 

aplică o revenire joasă ( sub 200 0 C ). Înseamnă că la această grupă de 

oţeluri nu se poate recurge la o revenire peste 200 0 C în vederea 

transformării austenitei reziduale, deoarece o revenire peste 180 0 C ar duce 

la scăderea durităţii. Acest neajuns se manifestă mai ales în cazul când s-a 

efectuat o austenitizare la temperaturi ridicate ( supraîncălzire ) şi când 

rezultă o cantitate mai mare de austenită reziduală. 

Aplicarea revenirii pentru transformarea austenitei reziduale în 

martensită se face, în special, la sculele din oţeluri rapide, însă şi în aceste 

cazuri trebuie efectuate mai multe reveniri ( chiar cinci ). În această variantă 

ciclul de tratament termic este mai lung, putându-se ajunge până la 5 – 6 

ore. 

Aplicarea tratamentului sub 0 0 C pentru transformarea austenitei 

reziduale în martensită este o metodă care oferă multe avantaje şi poate fi

CĂLIREA 227 

aplicată la majoritatea oţelurilor călibile, ducând la ameliorarea 

proprietăţilor materialelor tratate. 

Tratamentul la temperaturi sub 0 0 C este raţional să fie aplicat la 

oţeluri carbon care conţin peste 0,6 % C, pentru oţelurile aliate conţinutul de 

carbon este mai mic; adică la oţeluri la care punctul M S se află sub 0 0 C. 

După tratamentul sub 0 0 C se aplică întotdeauna o revenire pentru a 

asigura reducerea tensiunilor şi a obţine o martensită de revenire. 

Temperatura de răcire sub 0 0 C este determinată de poziţia punctului 

M F , răcirea la temperaturi sub M F nu măreşte cantitatea de martensită şi de 

aceea unele lucrări de specialitate nu recomandă răcirea la temperaturi sub 

M F . În ultimii ani se aplică, însă, tratamente la temperaturi foarte scăzute 

(- 196 - 200 0 C) aşa numitele tratamente criogenice prin care s-au obţinut 

unele proprietăţi deosebite. 

11. 4 Călibilitatea 

Călibilitatea este o caracteristică tehnologică a materialului şi 

cuprinde două aspecte: 

- adâncimea de pătrundere a călirii; 

- duritatea maximă a structurii de călire alcătuită numai din 

martensită. 

Duritatea maximă care se poate obţine după călire, numită în 

literatură şi capacitatea de călire, depinde în primul rând de conţinutul de 

carbon (vezi fig. 11.2) şi mai ales de cantitatea de carbon pusă realmente în 

soluţie la austenitizare şi reţinută în martensită în cursul răcirii. Elementele 

de aliere intervin foarte puţin în modificarea durităţii maxime după călire. 

Ele influenţează asupra acestei durităţi maxime în toate cazurile când au 

tendinţa de a forma carburi (Cr, W, V, Mo, etc.) mai dure decât cementita 

oţelurilor hipereutectoide. 

Adâncimea de pătrundere a călirii corespunde grosimii stratului călit, 

măsurată de la suprafaţa piesei spre miez până la o anumită valoare a 

durităţii. La oţelurile de scule se consideră ca zonă călită, zona martensitică 

( cu o anumită cantitate de austenită reziduală ). În cazul oţelurilor de 

îmbunătăţire adâncimea de pătrundere se consideră până la duritatea zonei 

semimartensitice, adică formată din 50 % martensită şi 50 % troostită 

(fig.11.9). 

Adâncimea de călire corespunzătoare structurii martensitice sau 

semimartensitice este determinată de viteza medie reală de răcire (v mr ) şi de

D uritatea, H R C 


viteza critică superioară ( v cs sau v 100M ) respectiv viteza critică medie ( v cm 

sau v 50M ) a oţelului în cauză. Viteza medie reală se calculează pentru partea 

superioară a curbei reale de răcire, până aproximativ la 400…500 0 C. În 

porţiunile în care v mr v CS rezultă o structură martensitică, iar unde v mr = v cm 

se obţine o structură semimartensitică. 

H R C crit.100% 

H R C crit.50% 

Fig. 11.9 Repartizarea durităţii şi 

structurii într-o piesă 

cilindrică: 

h – adâncimea de călire; 

D – diametrul piesei; 

D m – diametrul miezului 

necălit [7]. 

A dâncim ea de călire 

de la suprafaţă, m m 

Viteza reală de răcire depinde de grosimea produsului şi capacitatea 

de răcire a mediului de călire ( natura mediului de călire, temperatura şi 

gradul de agitare). Viteza reală de răcire este cu atât mai mică cu cât 

grosimea piesei este mai mare şi cu cât capacitatea de răcire a mediului este 

mai mică. Adâncimea de călire se poate exprima deci, cantitativ şi prin 

viteza critică de călire. Viteza critică de călire este cea mai mică viteză de 

răcire la care austenita se transformă numai în martensită respectiv 

semimartensită (fig. 11.1). Viteza critică de călire exprimă stabilitatea 

austenitei la transformare în timpul răcirii şi este proporţională cu perioada 

minimă de incubaţie, adică perioada de stabilitate înaintea transformării 

perlitice: 

v 

c 

A t 

1 

 

1,5 

m 

m 

în care: A 1 este temperatura punctului critic; t m - temperatura 

stabilităţii minime a austenitei ce corespunde vitezei 

critice; m - durata de stabilitate minimă a austenitei din 

diagrama TTT la răcire izotermă; 1,5 - mărirea duratei 

corespunzător transformării continue. 

(11.5)

CĂLIREA 229 

Viteza critică de călire este cu atât mai mică cu cât stabilitatea 

austenitei este mai mare. Legătura dintre viteza critică de călire şi 

adâncimea de pătrundere a călirii se face măsurând distanţa de la suprafaţă 

până la punctul care se răceşte la o viteză egală cu viteza critică de călire 

(fig. 11.10). 

Fig. 11.10 Relaţia dintre adâncimea de 

călire şi viteza critică de călire: 

a, a' – adâncimi de călire; 

v c ’, v c ’’, v c ’’’ – diferite valori ale 

vitezei critice de călire [8]. 

Viteza critică de călire este o caracteristică tehnologică a 

materialului; fiind o constantă a materialului se reprezintă printr-o orizontală 

( v c ’, v c ’’, v c ’’’ ), se exprimă printr-o valoare numerică 0 C/s independentă de 

forma şi dimensiunile produsului şi de mediul de călire. Viteza critică de 

călire depinde de: compoziţia chimică ( % C, % E.A. ), puritatea ( proporţia 

de impurităţi nemetalice ) şi mărimea grăuntelui de austenită. 

Influenţa conţinutului de carbon asupra vitezei critice de călire 

rezultă din figura 11.11. La călirea completă peste A cem cementita a fost 

complet dizolvată în austenită, nefiind centre de cristalizare, austenita este 

stabilă, viteza critică scade. La călirea între A 1 şi A cem ( cazul practic pentru 

oţelurile hipereutectoide ) austenita şi cementita rămase nedizolvate, 

constituie germeni de cristalizare perlitică, austenita devine mai instabilă, 

viteza critică de călire creşte. 

Viteza critică scade cu creşterea conţinutului elementelor dizolvate 

în austenită (cu excepţia cobaltului şi a aluminiului) şi cu creşterea grăunte-

D iam etrul critic ideal D c , m m 

V iteza critică de răcire, °C /s 


lui austenitic. În mod practic, în oţelurile nealiate, atât granulaţia austenitei, 

cât şi conţinutul de elemente de adaos ( Mn, Si, S, P ) variază de la şarjă la 

Fig. 11.11 Banda de valori 

reprezentând dependenţa 

vitezei critice de călire de 

conţinutul de carbon [7]. 

C onţinutul de carbon, % 

şarjă, dependenţa vitezei critice de călire de conţinutul de carbon este 

descrisă nu de o curbă de valoare singulară, ci de o bandă de valori 

(fig.11.11). 

11.4.1 Factori care influenţează călibilitatea 

Adâncimea de pătrundere a călirii depinde de următorii factori: 

a) Compoziţia chimică a oţelului, care poate fi considerată drept 

factorul primordial. În figura 11.12. se arată efectul conţinutului de carbon 

M ărim ea 

grăuntelui 

A STM 

Fig.11.12 Dependenţa diametrului 

critic ideal D c de conţinutul 

de carbon şi de 

granulaţia austenitică.[7] 

C onţinutul în carbon, %

D uritatea H R C 

CĂLIREA 231 

şi a mărimii grăuntelui austenitic (punctajul după ASTM) asupra 

diametrului critic ideal D . Prin diametrul critic ideal se înţelege diametrul 

secţiunii maxime a unei piese cilindrice, care se căleşte complet într-un 

mediu de răcire ideal ( H = ). Mediul de răcire ideal absoarbe căldura cu o 

viteză infinit de mare ( coeficientul de transfer termic între oţel şi mediu este 

infinit: = ; H = 

α 

 

2 λ 

). Elementele de aliere măresc adâncimea de 

pătrundere a călirii numai atunci când sunt trecute în soluţie la austenitizare, 

când se găsesc sub formă de carburi nedizolvate nu duc la creşterea 

adâncimii de călire (cu excepţia Co). Dependenţa diametrului critic ideal 

D ∞ , al aliajelor Fe – C şi al oţelurilor aliate cu Mn, Si, Cr, Mo, Ni, Cu, S, de 

compoziţia chimică, este dată de relaţia: 

D EA ∞ = D C ∞ ·f Mn· f Si · f Cr · f Ni · f Cu · f S , mm (11.6) 

b) Mărimea grăuntelui austenitic. Cu cât granulaţia este mai mare 

(punctajul mai mic) cu atât şi viteza critică este mai mică . La oţelurile cu 

granulaţie fină viteza de transformare este mai mare decât la cele cu 

granulaţie grosolană, deoarece centrele secundare de cristalizare, care se 

formează la limitele dintre grăunţi sunt în număr mai mare. 

c) Temperatura de austenitizare. Cu cât este mai ridicată temperatura 

cu atât austenita este mai omogenă chimic şi mai stabilă, grăunţii mai 

mari şi deci adâncimea mai mare (fig. 11.13). În acelaşi sens influenţează şi 

mărirea duratei de menţinere peste valoarea optimă. 

Fig. 11.13 Influenţa temperaturii de 

călire asupra călibilităţii 

pentru un oţel 

hipoeutectoid [7].

D uritatea, H V 

D uritatea, H V 


d) Parametrii şi particularităţile proceselor tehnologice de 

elaborare, deformare plastică şi tratament termic. În figura 11.14 se 

arată adâncimea de călire a unor bare de = 6,3 mm dintr-un oţel calmat cu 

0,025 % Al (I) şi unul necalmat (II). Segregaţiile care există în oţeluri şi care 

sunt cu atât mai importante cu cât lingourile sunt mai mari, pot să 

influenţeze adâncimea de călire. Din această cauză condiţiile de prelevare a 

epruvetelor trebuie să fie bine definite. 

Fig.11.14 Adâncimea de călire în bare de 

6,3 mm din oţel calmat cu 

0,025 % Al ( I ) şi necalmat 

( II ) [7]. 

e) Forma şi dimensiunile piesei. Dacă se răceşte o piesă, de 

exemplu de = 25 100 mm, legea răcirii în centrul secţiunii circulare, nu 

va fi la fel ca într-o piesă de aceeaşi greutate, dar cu diametru mai mare, 

cum ar fi o bară de = 85 85 mm. 

f) Adâncimea de pătrundere a călirii mai depinde şi de alţi factori, 

cum ar fi: structura iniţială (structurile lamelare dau o adâncime de călire 

mai mare decât structurile globulare), mediul de răcire, de mişcarea 

relativă dintre mediul de răcire şi piesă (fig. 11.15), etc. 

D istanţa de la centru, m m 

D istanţa de la centru, m m 

Fig. 11.15 Influenţa agitării uleiului asupra adâncimii de 

pătrundere a călirii ( curbele în U ) [7].

CĂLIREA 233 

11. 4. 2 Metode pentru determinarea călibilităţii 

Pentru determinarea călibilităţii există mai multe metode. 

a) Metoda determinării directe. Se determină direct adâncimea de 

călire prin măsurarea durităţii în secţiunea transversala a unei epruvete 

cilindrice sau prin măsurarea adâncimii pe cale metalografică. În primul caz, 

dintr-o bară ( cu diametrul apropiat de cel al piesei) se confecţionează o 

epruvetă cu lungimea L>4D şi se căleşte într-un mediu de răcire stabilit; se 

decupează un disc din mijlocul ei şi se măsoară duritatea de la suprafaţă 

către miez. Cunoscând duritatea zonei martensitice sau semimartensitice, se 

poate obţine adâncimea de călire, măsurată în mm sau exprimată indirect 

prin raportul D n / D (D n – diametrul necălit, D – diametrul epruvetei). Pe 

discul tăiat din bară se poate executa o probă metalografică, cercetându-se 

structura şi măsurând, cu ajutorul ocularului micrometric, adâncimea de 

călire. 

b) Metoda rupturii. Este o metodă mai puţin precisă. Se aplică, în 

special, oţelurilor de scule. Se confecţionează epruvete cu secţiunea de 20 

20 mm, se călesc şi apoi se rup. Zona călită ( structură martensitică ) se 

recunoaşte uşor cu ochiul liber, deoarece are o structură fină, catifelată şi 

mată, zona necălită are o structură grosolană, de obicei argintie, contrastând 

puternic cu zona călită. Pentru obţinerea unui contrast mai puternic 

epruvetele sunt tratate cu o soluţie apoasă de 50 % HCl încălzită la 80 0 C. În 

urma atacului zona călită se colorează. 

c) Metoda diametrului critic. Diametrul critic real de călire D o este 

diametrul secţiunii maxime a unei epruvete cilindrice care se căleşte 

complet în urma unei tehnologii de călire determinate. Determinarea valorii 

diametrului critic real se face utilizând epruvete din acelaşi material, de 

diametre diferite care sunt călite în aceleaşi condiţii. După călire epruvetele 

sunt rupte şi cu una din metodele de mai sus se stabileşte zona călită. 

Diametrul epruvetei care s-a călit inclusiv în centru, va fi D 0 . 

d) Metoda răcirii frontale (metoda Jominy). Această metodă a fost 

propusă în anul 1938 de W. E. Jominy şi Boegehold ( S. U. A.). 

Este metoda cea mai utilizată, standardizată în majoritatea ţărilor. În 

România, această metodă este standardizată în STAS 4930 – 80, referinduse 

la oţelurile carbon şi aliate. Nu permite aprecierea călibilităţii în cazul 

oţelurilor care se călesc în aer şi a oţelurilor care au o călibilitate foarte 

mică. Determinarea călibilităţii constă în: 

- încălzirea probei la o temperatură dată, cu o anumită durată de 

menţinere;


- răcirea probei, la unul din capete, cu un jet de apă, în anumite 

condiţii bine determinate; 

- măsurarea durităţii care se face de la capătul răcit de-a lungul 

generatoarei şi construirea curbei de variaţie a durităţii în funcţie 

de distanţa de la capătul răcit ( curba de călibilitate ). 

Pentru determinarea călibilităţii se foloseşte epruveta de forma şi 

dimensiunile din figura 11.15. Epruveta se va preleva în sens longitudinal 

din semifabricate sau bare. 

În scopul prelucrării epruvetelor din probe cu diametrul de: 

- 32 mm, se vor utiliza epruvete cu flanşe (fig. 11.16 a)); 

- 28 mm, se vor utiliza epruvete cu cap de prindere filetat 

(fig. 11.16 b)) sau cu cap de prindere nituit (fig. 11.16 c)). 

a) b) c) 

Fig. 11. 16 Epruvete Jominy: a) cu flanşă; b) cu cap de prindere filetat; 

c) cu cap de prindere nituit. 

Dacă nu sunt alte prescripţii în standardele de produs, epruvetele se 

confecţionează şi se încearcă în starea de livrare a materialului ( laminat, 

forjat, normalizat sau recopt ). Dacă în stare de livrare materialul este prea 

dur pentru a fi prelucrat prin strunjire, se aplică un tratament de normalizare 

sau recoacere de înmuiere, efectuat astfel încât să se modifice cât mai puţin 

posibil grăuntele austenitic. 

Modul de prelevare a probelor pentru executarea epruvetelor de 

călibilitate este legat de dimensiunea produselor . La produsele cu diametrul 

sau grosimea până la 40 mm epruvetele se confecţionează direct din produs,

CĂLIREA 235 

astfel încât axa epruvetei să coincidă cu axa probei. La produsele cu 

diametrul sau grosimea între 40…150 mm, probele se reforjează la 

diametrul de 40 mm sau se debitează direct din produs . La produsele cu 

diametrul sau grosimea de peste 150 mm epruvetele se prelucrează conform 

figurii 11.17. Se pot folosi şi epruvete din bare turnate. La suprafaţa 

epruvetei nu sunt admise urme de decarburare sau carburare. 

Fig. 11. 17 Modul de prelucrare a epruvetelor Jominy 

La încălzirea epruvetei se vor lua măsuri pentru evitarea carburării 

sau decarburării. În acest scop se recomandă încălzirea epruvetei în 

atmosferă controlată sau într-o cutie, împachetată în aşchii de fontă sau 

cărbune de lemn calcinat (fig. 11.18). Rezultate bune se obţin şi prin introducerea 

unor pastile de grafit în cutia de încălzire. Încălzirea se face uniform 

până la temperatura de călire a oţelului respectiv, menţinându-se apoi la 

Fig. 11. 18 Încălzirea epruvetei împachetată în cutie


această temperatură 30 5 minute. 

Răcirea se face într-un dispozitiv (fig. 11.19) alcătuit dintr-un suport 

pentru epruvetă şi din instalaţia de alimentare cu apă de răcire. Suportul 

epruvetei trebuie să permită fixarea şi centrarea de la sine a epruvetei 

deasupra orificiului tubului. Se va avea grijă să nu se stropească cu apă 

epruveta până la începerea călirii propriu-zise. 

Instalaţia trebuie să asigure un jet vertical de apă care să atingă, în 

curgere liberă, înălţimea de 65 5 mm. 

Pentru a verifica forţa jetului de apă se poate măsura şi mărimea 

cercului acoperit de proiecţiile de apă deviate de epruvetă şi care cad pe un 

plan orizontal aşezat la 60 mm mai jos ca orificiul tubului de apă. Diametrul 

cercului udat trebuie să fie de 210 mm. 

Fig. 11. 19 Instalaţia de răcire frontală: 

1. ţeavă de aducere a apei 

2. robinet 

3. dispozitivul de fixare a 

epruvetei 

4. epruveta 

5. conducta de apă 

6. placă de ecranare 

Pentru menţinerea înălţimii jetului de apă se poate folosi un rezervor, 

care să se umple permanent, menţinându-se un nivel constant cu ajutorul 

unui preaplin. 

După ce epruveta a fost aşezată pe suport, se deschide brusc 

robinetul de apă şi se menţine deschis până ce epruveta se răceşte complet 

( dar nu mai puţin de 10 minute ). 

Temperatura apei de răcire este 10…25 0 C. Timpul maxim de la 

scoaterea epruvetei din cuptor până la începerea răcirii este de 5 secunde. 

În continuare se determină duritatea după călire. Pentru aceasta, pe 

partea cilindrică a epruvetei, se prelucrează şi se şlefuiesc, (la rugozitatea Ra 

5 STAS 5730 – 80) pe toată lungimea, două feţe plan paralele la adâncimea 

de 0,4…0,5 mm. Şlefuirea trebuie însoţită de o răcire intensă astfel ca oţelul

CĂLIREA 237 

să nu sufere o revenire. Pentru a verifica dacă a avut loc revenirea, epruveta 

se atacă cu soluţiile: 

- soluţia A: 5 părţi HNO 3 ( densitate relativă 1,42 ) şi 95 părţi de 

apă ( în volume ); 

- soluţia B: părţi egale, în volume, de apă şi HCl (densitatea 1,19). 

După acest atac, se spală epruveta cu apă caldă, se introduce în soluţia A şi 

se menţine până când devine neagră, se spală în apă caldă şi se introduce în 

soluţia B unde se menţine 2…3 secunde, se spală din nou cu apă caldă şi se 

usucă în aer. Dacă pe epruvetă în zona martensitică apar pete întunecate, 

atunci a avut loc revenirea. În aceste cazuri se prelucrează şi se şlefuieşte o 

nouă pereche de feţe plan – paralele până când nu mai apar pete întunecate. 

Se recomandă să se facă controlul durităţii direct pe capătul frontal 

călit al epruvetei. Determinarea durităţii se face prin metoda Rockwell cu o 

sarcină de 1471 N ( 150 Kgf ) sau prin metoda Vickers cu o sarcină de 294 

N (30 Kgf). Dispozitivul de mişcare a epruvetei pentru efectuarea 

măsurătorilor de duritate trebuie astfel construit încât să asigure centrarea 

feţelor şi o dispunere egală a punctelor de-a lungul axei feţei. 

Pentru construirea curbei de călibilitate a unui oţel, măsurarea 

durităţii se face începând de la capătul răcit frontal la distanţe de 1,5; 3; 5; 7; 

9; 11; 13; 15 mm, iar fiecare punct în continuare din 5 în 5 mm ( fig.11.20 ). 

Din valorile medii ale durităţii se construieşte, în funcţie de distanţa 

de la capătul răcit, curba de călire conform figurii 11.21. Ca valoare a 

durităţii în fiecare punct, la o anumită distanţă d, se ia valoarea medie a 

Fig. 11. 20 Modul de măsurare a durităţii la epruveta Jominy [7]


rezultatelor măsurătorilor făcute la această distanţă, pe ambele feţe ale 

epruvetei. La construirea curbelor de variaţie a durităţii, distanţele d se pun 

pe abscisă, iar valorile corespunzătoare de duritate pe ordonată, adoptând o 

astfel de scară încât curba obţinută să poată fi uşor descifrată. Convenabil 

este adoptarea următoarelor scări: 

- pe ordonată: 10 mm pentru fiecare 5 HRC sau 50 HV; 

- pe abscisă: 10 mm pentru distanţe de 5 mm. 

Pe graficul reprezentând călibilitatea se indică: marca oţelului, 

compoziţia chimică şi, informativ, mărimea grăuntelui de austenită, 

determinată în condiţii de lucru folosite la determinarea călibilităţii. Pe baza 

curbelor de călibilitate trasate pe un număr mare de şarje, dintr-o marcă de 

oţel dată, se construieşte banda de călibilitate, determinată de liniile 

adiacente ale acestor curbe ( fig. 11.21 ). 

Călibilitatea poate fi exprimată în mai multe moduri: 

Fig. 11. 21 Curba de călibilitate a unui oţel 41CrNi 12 [7]. 

- prin construirea curbei de variaţie a durităţii ( curba de 

călibilitate ); 

- prin valorile durităţilor măsurate în trei puncte, din care primul la 

distanţa de 1,5 mm de la capătul răcit, iar celelalte două la 

anumite distanţe stabilite; 

- prin valorile durităţii măsurate în unul sau două puncte la 

anumite distanţe de la capătul răcit. 

Caracteristicile produselor pot fi exprimate prin indicele de 

călibilitate J şi două grupe de cifre: J d – HRC sau J d – HV, în care d este 

distanţa de la capătul răcit, în mm.

CĂLIREA 239 

Exemple de exprimare : 

- duritatea oţelului va fi de 45 HRC într-un punct cuprins între 

6…8 mm de la capătul răcit: J 6/8 – 45; 

- duritatea oţelului va fi de 35 HRC într-un punct situat la 10 mm 

de la capătul răcit: J 10 – 35; 

- la distanţa de 5 mm de la capătul răcit duritatea are valori 

cuprinse între 47…56 HRC ( se exprimă J 5 – 47/56 ). 

e) Determinarea prin calcul a călibilităţii. Călibilitatea oţelurilor 

poate fi determinată prin calcul folosind relaţia (11.6). Pentru simplificarea 

calculelor, se poate utiliza nomograma din figura 11.22, determinându-se 

astfel grafic diametrul critic ideal D c . 

Fig. 11.22 Nomogramă pentru determinarea diametrul critic ideal pe 

baza compoziţiei chimice a oţelului [2].


Exemplu: Să se determine prin calcul diametrul critic ideal pentru un 

oţel 40 CrNi 12 ( 0,4% C; 0,60 % Mn; 0,30 % Si; 0,60 % Cr şi 1 % Ni ) cu 

un punctaj al mărimii de grăunte austenitic N = 8: 

- se marchează pe verticala %C (fig. 11.22) conţinutul de carbon de 

0,4 %, de aici se duce o dreaptă până la punctajul 8 de pe verticala N care, 

intersectează verticala D C ∞ la: 

D C ∞ = 4,8 mm. 

Din acest punct se duce o nouă dreaptă până la conţinutul de 0,60 % Mn pe 

verticala %Mn, care va intersecta verticala D C ∞·f Mn la: 

D EA ∞ = D C ∞· f Mn = 14 mm. 

De aici se duce o dreaptă până la conţinutul de 0,30 % Si de pe verticala 

%Si, intersectând verticala D C ∞· f Mn· f Si la: 

D EA ∞ = D C ∞· f Mn· f Si = 17 mm. 

Din acest punct se duce o dreaptă la conţinutul de 0,60 % Cr pe verticala 

%Cr, care intersectează verticala D C ∞· f Mn· f Si ·f Cr la: 

D EA ∞ = D C ∞· f Mn· f Si ·f Cr = 42. 

Determinându-se f Ni din diagrama mică (f Ni = 1,4 ) rezultă: 

D EA ∞ = D C ∞· f Mn· f Si ·f Cr ·f Ni = 42 1,4 = 59 mm. 

Deoarece oţelul 40CrNi12 este un oţel cu călibilitate bainitică D c 

se 

înmulţeşte şi cu factorul f = 1,58 înscris în tabelul din dreapta jos al 

nomogramei, astfel că, în final: 

D bainitic = 59 1,58 = 93 mm. 

Tipul de călibilitate a oţelului (perlitică sau bainitică) este determinat 

de constituentul nemartensitic predominant în structura semimartensitică. 

Dacă de-a lungul curbei de răcire ce corespunde structurii (durităţii) 

semimartensitice constituentul predominant este perlita, atunci oţelul are 

călibilitate perlitică, iar dacă este bainita, el are călibilitate bainitică. Au

CĂLIREA 241 

călibilitate perlitică toate oţelurile carbon de calitate şi oţelurile aliate 35 Mn 

16 şi 38 MoCrAl 09. 

Ca şi diametrul critic, curba de călibilitate a unei şarje de oţel poate 

fi trasată prin calcul folosind un model matematic complex în care variabila 

dependentă este duritatea ( HRC ), iar variabilele independente sunt: 

compoziţia chimică, mărimea grăuntelui austenitic şi distanţa de la capătul 

răcit ( d ) al probei de călire frontală ( ca variabilă principală ). 

Una din aceste relaţii are forma: 

HRC (d=6…40) = 74· (%C) + 14· (%Cr) + 5,4· (%Ni) + 29· (%Mo)+16· 

· (%Mn) - 16,8·d +1,368·N + 7HRC ( pentru oţeluri călite ) (11.7) 

unde: d = distanţa faţă de capătul călit; 

N = mărimea grăuntelui austenitic. 

După [6], calculul durităţii [HRC] în funcţie de : distanţa JOMINY, 

compoziţia chimică şi mărimea grăuntelui de austenită se face conform 

relaţiei: 

J 

S 

= 95 

39V 

C 

+ 96 P 

- 0,00276s 

0,81K 

2 

- 12,28 

C + 20Cr 

+ 38Mo 

s + 0,898s 

- 13 

+ 14Mn 

HRC 

m 

+ 5,5Ni 

+ 6,1Si 

+ 

(11.8) 

unde J s este duritatea la o distanţă JOMINY: 880mm; 

K - mărimea grăunţilor de austenită (ASTM); 

HRC m - duritatea maximă a martensitei : HRC m = 20+ 60 C ; 

s - distanţa Jominy. 

Formula este valabilă pentru următoarele limite ale elementelor de 

aliere: C


Fig. 11. 23 Corelaţia dintre diametrul critic ideal D şi 

diametrul critic real D 0 [7] 

Fig.11. 24 Curba de călibilitate calculată 

grafic cu nomograma din 

figura 11.22 şi variaţia 

durităţii unei piese din oţel 

40CrNi12, cu diametrul 50 

mm (b) , călit în ulei 

(determinat cu ajutorul 

diagramei din fig. 11.30 [2].

CĂLIREA 243 

Carbon 

în oţel 

% 

Tabelul 11. 4 Viteza de răcire în diferite medii de călire 

Mediul de răcire 

Viteza de răcire 

( 0 C / s ) 

Apă curentă la 20 0 C 360 





Soluţie NaCl 10 % 2350 

Soluţie NaCl 15 % 2700 

Soluţie NaOH 5 % 2500 

Soluţie Na 2 CO 3 10 % 800 

Ulei de fusuri 2 60 

Ulei de cilindru 24 170 

Ulei de in 260 – 280 

Emulsii de ulei 70 

Topituri de săruri 50 

Topituri de plumb 5 

Plăci de cupru 60 

Plăci de oţel 35 

Amestec apă – aer cu debit de 

20 l / h 

1,0 

Tabelul 11. 5 Determinarea durităţii pe lungimea probei de călire 

frontală în funcţie de diametrul ideal D şi duritatea 

structurii complet martensitice ( HRC 100 M ) [2] 

J 0 

(HRC 100M ) 

D ∞ 

mm 

m 

f 

red 

 

J 

J 

0 

c 

 

HRC 

HRC 

100 M 

la distanta 

l mm 

6,25 

m 

12,50 18,75 25,00 37,50 50,00 

0,20 44 25 2,48 3,33 4,40 

0,25 47 30 1,96 2,86 3,60 4,15 

0,30 50 40 1,41 2,18 2,73 3,08 3,60 3,75 

0,35 54 50 1,24 1,78 2,24 2,56 2,93 3,12 

0,40 57 60 1,15 1,58 1,92 2,24 2,62 2,81 

0,45 60 70 1,09 1,44 1,73 2,00 2,23 2,54 

0,50 63 80 1,06 1,35 1,60 1,83 2,17 2,30 

0,55 65 90 1,04 1,26 1,49 1,70 1,95 2,12 

0,60 66 100 1,03 1,18 1,38 1,56 1,80 1,93 

0,65 66 120 1,00 1,10 1,20 1,35 1,56 1,62 

c


trasat ( prin interpolare ) curba corespunzătoare diametrului critic ideal: D ∞ = 

D ia m e tru l c ritic id e a l D ? 

Fig. 11. 25 Nomogramă pentru determinarea durităţii de-a lungul probei 

de călire frontală [5]. 

=93 mm. Această curbă intersectează verticalele corespunzătoare distanţelor 

d = 6,25; 12,5;…; 50 mm de la capătul călit al probei Jominy în punctele a, 

b, c, d, e, f, g, h. Din aceste puncte se duc paralele la liniile oblice ( la 

abscisă ), care întâlnesc liniile pivot în punctele m, n, o, p, r, s, t, u. Din 

aceste puncte se duc drepte la 0,40 % C. Acestea intersectează verticala 2 

corespunzătoare durităţii HRC la valorile trecute în tabelul de mai jos. 

d, mm 0,0 6,25 12,5 18,75 25,0 31,25 37,5 43,75 50,0 

HRC 56 54 46 39 34,5 31,5 29,5 28,5 27,5 

Dacă se utilizează datele din tabelul 11. 5 , se obţin valori ( pentru 

D = 90 mm şi J 0 = 57 HRC ), care corespund foarte bine cu cele determinate 

d, mm 0,0 6,25 12,5 18,75 25,0 37,5 50,0 

f red 1,00 1,04 1,26 1,49 1,70 1,95 2,12 

HRC=J o / red 57 54,7 45,2 38,2 33,5 30 27 

grafic. Cu datele din tabelele de mai sus se obţine curba de călibilitate 

(fig.11.24 ).

CĂLIREA 245 

11.4.3 Aplicaţii practice ale calibilităţii 

a) Pe baza indicelui de călibilitate se poate determina diametrul critic 

real D 0 al oţelului în urma răcirii în apă sau ulei, folosind curbele din figura 

11. 26. 

Fig. 11. 26 Determinarea lui D 0 şi D din distanţa 

până la zona semimartensitică [7]. 

Exemplu: În cazul oţelului 41 CrNi 12 cu indicele de călibilitate J 13 

– 47, folosind diagrama din figura 11.26, rezultă: D 0 ( apă ) = 54 mm; 

D 0 (ulei ) = 36 mm. Deci, în cazul acestui oţel, se poate obţine în centrul unei 

piese cilindrice cu diametrul de 54 mm, răcită în apă o duritate de 47 HRC, 

iar în cazul răcirii în ulei, aceeaşi duritate se poate obţine în centrul unei 

piese cilindrice cu diametrul de 36 mm. 

Cunoaşterea diametrului critic real D 0 are o importanţă deosebită în 

construcţia de maşini, deoarece permite alegerea corectă a unui oţel pentru 

executarea unei anumite piese. Pentru ca oţelul să corespundă din punctul de 

vedere al călibilităţii este necesar să fie satisfăcută inegalitatea: D P D 0 în 

care D P este diametrul piesei în porţiunea de maximă solicitare ( sau 

diametrul maxim ); pentru piese cu secţiuni necirculare se face echivalarea 

acestora cu un cerc cu diametrul D ech ; D 0 este diametrul critic real pentru o 

anumită proporţie de martensită în centrul secţiunii, la călirea într-un anumit 

mediu.


b) Cunoscând distanţa până la zona semimartensitică din figura 

11.26 se poate determina diametrul critic ideal D . Pentru d = 13 mm 

rezultă: D = 75 mm. 

Diametrul critic ideal D corespunde durificării zonei 

semimartensitice ( 50 % martensită, în ulei ). Dacă se cere ca în centrul 

piesei cilindrice să fie un conţinut de martensită mai mare de 50 % (până la 

99,9 %) se poate utiliza diagrama din figura 11.27. 

Fig. 11. 27 Diametrului critic ideal 

de călire cu peste 50% 

martensită, în funcţie 

de diametrul critic 

ideal de călire cu 50 % 

martensită [7]. 

c) Determinarea vitezei de răcire în orice punct al unei piese călite. 

Determinări şi verificări numeroase au stabilit cu precizie viteza medie de 

răcire de-a lungul probei Jominy în intervalul de temperaturi 700 – 500 0 C, 

de interes pentru călire. 

Pentru a determina viteza de răcire în punctele căutate se măsoară 

duritatea în aceste puncte şi pe baza curbei de călibilitate se află distanţa de 

la capătul răcit la care se obţine aceeaşi duritate ( fig. 11.28). 

Fig. 11. 28 Determinarea vitezei de 

răcire la călire într-un 

punct dat al unei piese 

pe baza curbelor de 

călibilitate, cunoscând 

duritatea în acel punct.

CĂLIREA 247 

d) Determinarea vitezei critice de călire se face cu ajutorul nomogramei 

din figura 11.29. În partea de sus a abscisei este indicată, în mm, 

distanţa corespunzătoare zonei semimartensitice, iar pe ordonată (partea 

dreaptă a ordonatei din stânga) sunt menţionate aceleaşi valori indicând 

vitezele critice care le corespund. Deci, din curbele de călibilitate, 

cunoscând distanţa de la capătul călit (d) până la zona semimartensitică se 

poate determina viteza critică. 

Fig. 11. 29 Nomogramă pentru determinarea vitezei critice de 

călire cu ajutorul datelor probei de călire frontală [7]. 

e) Din curbele de călibilitate se pot determina durităţile la suprafaţă, 

la 3 / 4 R, la 1 / 2 R şi la centru, într-o bară de diametru dat. 

Pentru a determina proporţia de martensită (care determină duritatea) 

este necesar să se cunoască viteza de răcire medie în punctul dat. Aceasta se 

poate determina fie direct (dar este necesară o aparatură complicată), fie 

indirect, prin intermediul probei de călibilitate (fig. 11.30). 

Exemplu: În cazul oţelului 41 CrNi 12, care are curba de călibilitate 

reprezentată în figura 11.21, duritatea la 3 / 4 R într-o bară de = 50 mm 

călită în ulei cald cu agitare medie este aproximativ 54 HRC. Diagramele 

din figura 11.30 corelează datele oferite de curba de călibilitate cu 

rezultatele călirii în secţiunea pieselor cilindrice de diferite diametre. 

Secţiunile necirculare ( pătrate, dreptunghiulare, hexagonale, tubulare ) se 

transformă în secţiuni circulare cu diametrul echivalent (fig. 11.31). 

Diagramele din figura 11.30 se referă la cazul în care piesele au fost 

încălzite în medii obişnuite, iar gradul de agitare a mediului de răcire este


Fig. 11. 30 Corelaţia dintre modul de răcire al probei de 

călire frontală şi răcirea diferitelor puncte din 

secţiunea probelor cilindrice [2] . 

Fig. 11. 31 Transformarea 

secţiunilor necirculare 

în secţiuni 

circulare echivalente, 

cu aceeaşi viteză de 

răcire.

CĂLIREA 249 

mediu, respectiv cu viteze relative de deplasare a pieselor faţă de mediul de 

călire, de ordinul a 15 m / min. Creşterea gradului de agitare măreşte 

capacitatea de răcire a mediului şi deci şi viteza de răcire a piesei, în special 

în zonele exterioare (punctele S şi 3/4 R). O influenţă similară o are 

încălzirea pieselor în atmosferă neutră, deoarece nu se mai produc fenomene 

de oxidare şi decarburare. În ambele cazuri curbele S şi 3/4 R din figura 

11.30 se deplasează cu ceva mai sus. 

f) Determinarea variaţiei durităţii şi structurii pe secţiunea pieselor 

călite. Pe baza curbei de călibilitate, obţinută experimental sau calculată, se 

poate determina variaţia durităţii şi structurii în secţiunea pieselor călite 

(fig.11.32). Cu ajutorul figurii 11.32 se pot rezolva două tipuri de probleme: 

a) b) 

Fig. 11. 32 Utilizarea corelaţiei dintre curba de călibilitate şi 

dimensiunile piesei pentru determinarea durităţii în 

secţiunea piesei (a) sau pentru alegerea oţelului pe 

bază de călibilitate (b) [2].


fie determinarea variaţiei de duritate pe secţiunea piesei, dacă oţelul şi 

mediile de călire sunt date, fie problema inversă, a alegerii oţelului şi 

mediului de răcire pentru a se obţine o anumită duritate într-un punct dat din 

secţiunea piesei. În primul caz ( fig. 11.32 a)) se pleacă de la diametrul 

echivalent al piesei ( D P ) şi, trecând prin curba de călibilitate, se determină 

variaţia durităţii pe secţiunea piesei, cu aflarea durităţii în punctele de 

interes practic. În cel de-al doilea caz (figura 11.32 b)) se pleacă de la 

duritatea prescrisă în punctul sau punctele de interes pentru piesa dată ( vezi 

schemă, punctul 3 / 4 R ) şi se compară oţelurile I, II, II între ele, găsindu-se 

că oţelul II corespunde condiţiei impuse. Oţelul III nu are călibilitatea 

necesară, iar oţelul I are călibilitatea prea mare, ceea ce creează pericol de 

deformări, eventual crăpături de călire şi un preţ de cost mai mare, întrucât 

oţelul este mai bogat aliat. 

Pentru a determina proporţia de martensită în diferite puncte din 

secţiune se recurge la diagrama TTT la răcire continuă a oţelului, urmărind 

procentele de constituenţi înscrise pe curbele de răcire care dau durităţi 

similare . 

Diagramele din figura 11.33 (după Wyss [11]) permit determinarea 

variaţiei durităţii în probele cilindrice, în diferite condiţii de răcire ( H ). De 

exemplu, pentru o probă din oţel cu diametrul de 150 mm ( fig. 11.33 a)) 

duritatea la suprafaţă este cea corespunzătoare distanţei de la capătul răcit 

d=6mm ( intersecţia ordonatei de 150 mm cu linia 0 corespunzătoare 

suprafeţei). Valorile corespunzătoare pentru alte distanţe de la suprafaţă se 

deduc în mod similar şi sunt trecute în tabelul de mai jos. 

Tabelul 11.6 Corelarea distanţei Jominy cu distanţa de la suprafaţa 

răcită la o epruvetă cilindrică. 

Distanţa de la suprafaţa probei de 150 mm Distanţa de la capătul răcit 

pentru H = 1 

d, mm 

0 6 

15 19 

20 34 

45 45 

60 52 

75 ( centru ) 55 

g) Cunoscând curbele de călibilitate ale unui oţel A şi a unui oţel B 

şi curba de variaţie a durităţii după călire în secţiunea unei piese din oţel A 

se poate determina curba de variaţie a durităţii după călire într-o piesă 

confecţionată din oţel B.

CĂLIREA 251 

a) 

b) 

c) d) 

Fig. 11. 33 Diagrame pentru determinarea adâncimii de călire (curbele 

“U”) a barelor de secţiune rotundă, plecând de la proba Jominy 

pentru H = 2…0,2 [7]. 

h) Curbele de călibilitate permit studiul influenţei temperaturii de 

revenire asupra durităţii zonelor călite. 

i) Determinarea capacităţii de răcire a unui mediu oarecare. Pentru a 

determina capacitatea de răcire a unui mediu se execută din oţelul considerat 

o epruvetă cu două diametre diferite (fig.11.34 b)), alese în aşa fel încât în


centrul diametrului d 2 =2d 1 să se obţină aproximativ duritatea zonei 

semimartensitice (pentru oţeluri cu călibilitate redusă d 1 = 12,5 mm şi d 2 = 

Fig. 11. 34 Corelaţia dintre proba de călibilitate şi capacitatea relativă 

de răcire a mediilor uzuale (a) şi epruveta pentru 

determinarea capacităţii de răcire a unui bazin dat (b) [2]. 

= 25 mm, iar pentru cele cu călibilitate ridicată d 1 = 20 mm şi d 2 = 40 mm), 

ceea ce presupune cunoaşterea sau calcularea curbei de călibilitate a 

oţelului. Epruveta se încălzeşte şi se căleşte odată cu şarja în aceleaşi utilaje 

(cuptor, bazin). După călire epruveta se secţionează la o depărtare de 

minimum 2 d 1 mm, respectiv minimum 2 d 2 mm de cele două capete şi 

se determină duritatea în centru. Cunoscând distanţa l c la care se obţine 

aceeaşi duritate în proba Jominy, se marchează punctele de coordonate (l c1 , 

d 1 ) şi (l c2 , d 2 ) în diagrama din figura 11.34 a). Aceste puncte ( M şi N în 

exemplul dat pe diagramă ) împreună cu punctul de intersecţie a dreptelor 

(H), trebuie să se găsească aproximativ pe aceeaşi dreaptă a cărei poziţie, 

faţă de dreptele (H), permite determinarea capacităţii de răcire relativă a 

bazinului ( în exemplul considerat H = 0,40). 

Cunoaşterea capacităţii de răcire permite să se calculeze, cu 

aproximaţie, coeficientul mediu de cedare termică a mediului cu relaţia 

med = 1500 H şi să se traseze curbele de răcire pentru punctele importante 

din secţiunea unei piese cilindrice, indiferent de diametrul acesteia. Aceste

CĂLIREA 253 

curbe de răcire se suprapun peste diagrama TTT la răcire continuă a oţelului 

şi se pot determina structurile şi durităţile punctelor respective. 

Cunoaşterea curbei de călibilitate şi a valorii reale a capacităţii de 

răcire determinată experimental, permite să se determine variaţia durităţii în 

secţiunea piesei, mai exact decât cu ajutorul diagramei din figura 11.32 a) 

care este trasată pentru condiţii medii de agitare. În acest scop se foloseşte 

nomograma din figura 11.34, în care se duce mai întâi o curbă interpolată 

pentru capacitatea de răcire determinată (dacă aceasta nu coincide cu una 

dintre curbele trasate deja pe nomogramă). În continuare, în diagrama 

corespunzătoare diametrului piesei, se porneşte de la capătul superior al 

Fig. 11. 35 Curbe de călibilitate


curbei care corespunde valorii H date, iar la intersecţia cu orizontalele C, 1/4 

R, 1/2 R, 3/4 R şi S se duc verticalele care determină distanţa de la capătul 

călit în proba Jominy. În final, se citesc durităţile de pe curba de călibilitate 

şi se determină variaţia durităţii pe secţiunea piesei. 

Exemplu: Pentru o piesă cu diametrul de 50 mm din 40 CrNi 12, a 

cărei curbă de călibilitate calculată grafic este dată în figura 11.24 a) călită 

într-un bazin cu ulei, la care s-a determinat practic H=0,40 se obţin 

următoarele valori pentru duritatea pe secţiune: 

Punctul C 1 / 4 R 1 / 2 R 3 / 4 R S 

l c , mm 18,8 17,6 16,4 14 10 

HRC 40 40,5 41,5 47 49 

ceea ce corespunde bine cu figura 11.24 b (cu excepţia suprafeţei care dă o 

duritate cu 4 HRC mai mică ). 

În figura 11.35 se prezintă curbele de călibilitate pentru câteva 

oţeluri. 

11.5 Defecte de călire 

Principalele defecte care apar la călire sunt: oxidarea şi decarburarea, 

duritatea scăzută, deformaţiile şi fisurile. 

Oxidarea şi decarburarea apar în cazul încălzirii în cuptoare fără 

atmosferă de protecţie. Decarburarea duce la apariţia altor defecte cum sunt: 

duritate scăzută, pete moi, fisuri. Pentru evitarea lor se recomandă încălzirea 

în cuptoare cu atmosferă controlată, băi de săruri sau cel mai bine în 

cuptoare cu vid. 

Duritatea scăzută poate fi locală (pete moi) sau în toată masa piesei. 

Ea poate apare din cauza regimului de tratament termic incorect 

(subîncălziri, medii de răcire necorespunzătoare etc.). De asemenea alegerea 

necorespunzătoare a materialului şi structura iniţială pot duce la duritate 

scăzută. 

Deformarea. Pentru determinarea sensibilităţii (susceptibilităţii) la 

modificări de formă şi variaţii dimensionale se folosesc epruvetele din 

figura 11.36. Tendinţa de deformare se determină în funcţie de variaţia 

dimensiunilor epruvetelor măsurate înainte şi după călire, cu o precizie de 

0,01 mm.

CĂLIREA 255 

Principalii factori care influenţează asupra deformaţiilor sunt 

prezentaţi în tabelul 11. 6. Unul din factorii de bază legaţi de material este 

Fig. 11. 36 Tipuri de epruvete (a, b) pentru determinarea 

tendinţei de deformare la călire şi 

modul de prelevare pentru stabilirea 

influenţei fibrajului asupra gradului de 

deformare ( c ). 

călibilitatea; cu cât aceasta este mai mare cu atât deformaţiile sunt mai mari. 

Deformarea creşte cu creşterea conţinutului de carbon (pentru o 

creştere de 0,1 % C călirea pătrunsă la martensită conduce la o creştere de 

volum de circa 0,1 % ). Creşterea gradului de aliere determină o scădere a 

conductibilităţii termice şi, în consecinţă, o mărire a rolului tensiunilor 

termice, deformaţiile fiind mai mari. Deformaţiile sunt influenţate şi de 

grăuntele ereditar ( fig.11.37 ). 

Fig.11. 37 Influenţa temperaturii de 

încălzire asupra tendinţei 

de deformare la călire (proba 

potcoavă fig.11.36 a))

256 BAZELE TEORETICE ALE TRATAMENTELOR TERMICE

CĂLIREA 257 

Mărimea şi configuraţia pieselor au o mare influenţă asupra 

deformaţiilor. Deformaţiile după călire sunt cu atât mai mari cu cât piesa are 

un grad de rigiditate mai redus. Gradul de rigiditate se determină prin 

relaţia: 

d 

l 

n 

A (11.10) 

m 

în care: d este dimensiunea cea mai mică a piesei ( grosimea 

secţiunii transversale); 

l - dimensiunea cea mai mare (lungime, diametru disc, latură 

placă). 

Pentru piese de tipul barelor se ia n=4 şi m=3, pentru piese plate n = 3 şi 

m = 4. 

Convenţional, piesele se împart în trei grupe: 

- piese de forme alungite (monodimensionale) la care una din 

dimensiuni (lungimea) depăşeşte cu mult pe cele ale secţiunii 

transversale; 

- piese de tip placă ( bidimensionale ) la care dimensiunea de-a 

lungul uneia dintre axele transversale – grosimea – este mai mică 

în comparaţie cu dimensiunile în celelalte două direcţii; 

- piese spaţiale (tridimensionale) la care dimensiunile în cele trei 

direcţii în spaţiu sunt apropiate sau diferă puţin între ele. 

În cadrul fiecărei grupe se disting câte patru grade de rigiditate 

descrescătoare, în funcţie de raportul dimensiunilor extreme. 

Deformaţiile sunt influenţate şi de direcţia de prelucrare în raport cu 

fibrajul de laminare sau de forjare al semifabricatului. Astfel, deformaţia de 

călire este izotropă la piesele turnate, dar anizotropă în cazul pieselor 

prelucrate din semifabricatele deformate plastic la cald (în special laminate). 

De regulă, piesele se alungesc în direcţie paralelă cu benzile sau şirurile de 

segregaţii (de-a lungul fibrajului ) şi se comprimă pe direcţia transversală. 

Anizotropia este maximă în centrul secţiunii, unde segregaţia este maximă. 

Deformaţiile după călire sunt influenţate, în bună măsură, de 

tratamentele termice preliminare, deoarece structura obţinută la aceste 

tratamente influenţează transformările la încălzire în vederea călirii şi prin 

aceasta pot schimba călibilitatea oţelurilor. Călibilitatea cea mai mare se 

obţine atunci când durata de încălzire şi menţinere la călire este lungă şi 

când semifabricatul nu are tratament termic preliminar (este simplu laminat) 

sau este normalizat la ferită + perlită lamelară. Prezenţa structurii de perlită


globulară reduce mult călibilitatea, la durate scurte de menţinere. Prin 

creşterea duratei de menţinere influenţa stării anterioare călirii dispare, iar 

oţelul îşi recapătă călibilitatea şi, deci, deformaţiile vor fi medii. Influenţa 

tratamentului termic preliminar se va manifesta în special la încălziri rapide. 

Cele mai reduse deformaţii de călire se obţin atunci când 

semifabricatele sunt răcite accelerat prin intervalul 700…500 0 C după 

terminarea deformării la cald şi sunt supuse imediat (în stare caldă) 

recoacerii subcritice la 630…680 0 C, cu menţinere de minim 3 ore, răcire cu 

cuptorul până la circa 350…400 0 C şi apoi în aer. 

În ceea ce priveşte modul de execuţie al tratamentului termic de 

călire, deformaţiile sunt mai mari atunci când piesa se introduce incorect în 

bazinul de călire (fig.11.38) şi când pe anumite suprafeţe se formează pungi 

Fig. 11. 38 Exemple de introducere 

corectă a unor piese şi 

scule în mediul de călire [7]. 

de vapori, care reduc schimbul de căldură cu mediul de călire. Încălzirea 

neuniformă şi supraîncălzirea în cazul oţelurilor cu granulaţie ereditară 

grosolană (fig.11.37) măresc deformaţiile. Viteza de răcire măreşte, în 

general, tendinţa de deformare, deoarece creează condiţii favorabile pentru 

creşterea tensiunilor interne ( termice şi structurale ). Mediul de răcire are o 

influenţă esenţială asupra deformării, el influenţând, de fapt, viteza de răcire 

în secţiunea piesei (tab. 11.7). Răcirea în apă dă cele mai mari deformaţii,

CĂLIREA 259 

iar răcirea în ulei cele mai mici. Temperatura mediului de răcire influenţează 

în mod diferit deformarea (fig. 11.39). 

Fig. 11. 39 Influenţa temperaturii uleiului 

asupra deformărilor la 

călirea unui oţel de tip 

41MoCr11, călit de la 850 0 C 

şi revenit la 550 0 C, 2 h [7] 

Tabelul 11. 7 Influenţa mediului de călire asupra deformării oţelului 

OLC 40 

Temperatura 

Viteza Variaţia fantei la o 

de probă „potcoavă” HRC 

Mediul de călire mediului 

0 m / min. 

călire 

agitare 

mm 

după 

C 

Reală Medie 

Apă 20 ( 0,32 – 0,45 ) + 0,39 56 – 60 

60 ( 0,34 – 0,55 ) + 0,425 56 – 59 

Ulei mineral 20 30 ( 0,07 – 0,23 ) - 0,13 18 – 22 

Soluţie 10% NaCl 20 ( 0,14 – 0,22 ) + 0,18 57 – 60 

Soluţie 10% NaOH 20 ( 0,13 – 0,34 ) +0,22 58 – 60 

Pentru a reduce deformaţiile la călire trebuie luate anumite măsuri 

încă de la conceperea formei piesei de către proiectant. Forma exterioară a 

piesei poate să nu fie favorabilă pentru tratament (piese cu unghiuri ascuţite, 

lipsa razelor de racordare, treceri bruşte de secţiune, număr mare de găuri, 

etc.). Proiectarea corectă a pieselor, ţinându-se seama de particularităţile 

tratamentului termic aplicat, poate micşora deformaţiile şi reduce riscul 

rebutării lor. Forma ideală din punct de vedere al schimbului de căldură în 

procesul de încălzire – răcire presupune o distribuţie raţională a masei 

metalice, în toate porţiunile piesei astfel încât în fiecare punct vitezele de 

încălzire şi răcire să fie egale. În practică se întâlnesc rar asemenea forme


(piese sferice) de aceea se pune problema de a proiecta o formă cât mai 

apropiată de cea ideală. 

O măsură eficientă de reducere a deformaţiilor la călire o constituie 

aplicarea unui tratament termic de recoacere de detensionare anterior călirii. 

Deformaţiile sunt defecte remediabile. Remedierea lor se poate face 

prin îndreptare sau prin prevederea de adaosuri mai mari de prelucrare. 

Îndreptarea pieselor deformate prin curbare, la căldură constă din mărirea 

razei de curbură a piesei în întregime sau a unei porţiuni a ei, prin îndoire. 

Operaţia se execută la piesele de precizie mai redusă şi mai puţin solicitate 

în exploatare. După îndreptare piesa poate să-şi revină în timp sau să se 

deformeze din nou după prelucrările prin aşchiere. Mai mult, îndreptarea 

poate să influenţeze negativ unele caracteristici mecanice ale piesei 

(rezistenţa la oboseală ). 

Atunci când se consideră că este necesară şi posibilă, operaţia de 

îndreptare trebuie să se execute având în vedere următoarele recomandări: 

- deformaţia realizată prin îndreptare trebuie să fie de minim 10 ori 

mai mare decât deformaţia la limita de proporţionalitate, dar ea 

să nu depăşească o zecime din deformaţia la rupere a oţelului 

(circa 3 % din cea mai solicitată fibră la îndoire ); 

- îndreptarea trebuie efectuată în perioada în care în piesă încă mai 

sunt posibile transformări de substructură sub acţiunea solicitării 

la îndoire, în caz contrar transformările se produc în timpul 

depozitării sau al revenirii ulterioare şi pot să conducă la 

refacerea a 20…90 % din curgerea plastică produsă prin 

îndreptare. 

De aceea îndreptarea trebuie executată cât mai repede după călire, la 

temperatura ambiantă, fără a se recurge la depozitare şi, mai ales, fără a se 

încălzi piesele în vederea spălării, fie în vederea unui eventuale detensionări. 

“ Contraîndoirea ” realizată la încălzire trebuie să fie cu 20…50 % 

mai mare decât aceea produsă la călire, limita superioară pentru piesele 

revenite la 200 0 C, iar cea inferioară pentru piesele revenite la temperaturi 

mai ridicate. 

Fisuri. În afară de deformaţii, la călire pot să apară şi fisuri sau 

crăpături. Cauzele principale ale apariţiei fisurilor sunt: călibilitatea mare a 

oţelului, construcţia necorespunzătoare a piesei şi răcirea asimetrică. 

Cu cât călibilitatea este mai mare cu atât pericolul de fisurare este 

mai mare deoarece cresc tensiunile structurale. Aşa se explică faptul că o 

dată cu scăderea temperaturii punctului M S , pericolul de fisurare creşte ca 

urmare a creşterii călibilităţii. Creşterea conţinutului de mangan în oţelurile

CĂLIREA 261 

carbon călibile în apă măreşte pericolul de fisurare tocmai prin mărirea 

călibilităţii. Cu cât temperatura punctului M S este mai scăzută, eliminarea 

tensiunilor structurale prin deformare plastică se produce cu mai mare 

greutate, oţelul având la temperaturi mai mici o plasticitate mai redusă. 

Deosebit de periculoase sunt trecerile bruşte de secţiune, porţiunile 

subţiri dintre găuri, găurile nepătrunse (care trebuie protejate prin umplere 

cu argilă sau cu buşoane filetate), rizurile adânci de la prelucrările prin 

aşchiere, decarburarea asimetrică şi formarea de pungi de vapori ca urmare 

a insuficientei agitări a mediilor de călire cu fierbere). Apariţia fisurilor mai 

poate fi determinată şi de defecte de material, alegerea necorespunzătoare a 

oţelului, defecte de prelucrare, regim de rectificare, etc. 

Fisurile apar în acele locuri unde tensiunile interne de întindere 

depăşesc rezistenţa la rupere (la materiale cu plasticitate ridicată ) sau limita 

de proporţionalitate ( la materiale fragile ). 

Fisurile pot fi împărţite în următoarele tipuri ( fig.11.40 ): 

- fisuri longitudinale ( fig.11.40 a)) ce pornesc de la suprafaţă şi se 

continuă de-a lungul piesei; apar în special după călirea 

completă; 

- fisuri sub formă de arc (fig.11.40 b)) ce încep din starturile 

centrale ale piesei; sunt frecvente după călire incompletă a 

oţelurilor carbon şi pot fi întâlnite şi după călirea prin inducţie; 

Fig.11. 40 Diferite forme de fisuri: 

a) tipul I; b) tipul II; 

c) tipul III; d) tipul IV [7]. 

- fisuri fine longitudinale (fig.11.40 c)) ce apar pe o adâncime de 

0,01 – 1,5 mm sub forma unei reţele de păianjen; se întâlnesc 

frecvent după operaţia de rectificare a pieselor călite sau 

carburate şi călite;


- fisuri de exfoliere (fig.11.40 d)) ce apar în apropierea suprafeţei 

şi se datorează neomogenităţii structurii martensitice. 

Se mai pot menţiona microfisurile, care nu se pot pune în evidenţă 

prin mijloace obişnuite de control şi care apar în urma călirii la temperaturi 

înalte şi a altor cauze. 

Pentru a reduce pericolul de fisurare trebuie luate o serie de măsuri 

începând cu modul de concepere a formei pieselor. Este necesar să se facă 

racordarea trecerilor după raze de racordare cât mai mari cu putinţă. Ca 

măsură generală pentru evitarea fisurilor de călire se recomandă reducerea la 

minimum a tensiunilor interne în straturile superficiale sau, dacă este 

posibil, formarea în aceste straturi a unor tensiuni de compresiune. Pentru 

aceasta, la răcire este necesar să se reducă tensiunile structurale şi să se 

mărească tensiunile termice. Cum tensiunile termice apar ca urmare a 

deformării plastice care se produce uşor la temperaturi ridicate, este necesar 

ca în acest interval răcirea să se facă cu viteze mari chiar dacă oţelurile au 

viteză critică de călire mică. Reducerea tensiunilor structurale se face prin 

răcirea lentă în intervalul martensitic ( M S – M F ). 

BIBLIOGRAFIE 

1. ECKSTEIN,H., J., -Technologie der Warmebehandlung von Stahl 

VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie-Leipzig 1976 



3. MUDURA, P., VERMEŞAN, G., MUNTEANU, A., VERMEŞAN, 

H., Tratamente Termice/Lichide de răcire, Editura Univ. din Oradea, 

ISBN 973-8083-64-8, 2000. 


1973, Institutul Politehnic Cluj –Napoca. 

5.***Steel and’ its….H.T…. 

6. ***ASM Handbook TM – vol. 4. Heat Treating, 1991. 



8. LACHTINE, I., Metalographie et traitements thermiques des metaux, 

quatrieme edition, Edition MIR- Moscou, 1986. 



Verlag Munchen Wien.

CĂLIREA 263 

10. ROŞU, A., Tratamente Termice, curs Institutul Politehnic Cluj – 

Napoca, 1979. 

11. CONSTANT, A., HENRY, G., CHARBONHIER, J., C., Principes de 

base des traitements thermiques et thermochimiques des aciers, PYC 

Edition1992, ISBN 2-85330-110-9. 

12. BODIN, I., SEGERBERG,S., Measurement and Evaluation of the Power of 

Quenching Media for Hardening, in Heat Treatment of Metals, 1993.1, p. 

15-23.

Capitolul 12 

REVENIREA 

12.1 Consideraţii generale 

Revenirea se aplică întotdeauna după călire. Ea constă în încălzirea 

produselor călite la temperaturi mai mari de 100 0 C, dar inferioare punctului 

Ac 1 , menţinere la aceste temperaturi şi răcire în anumite condiţii. 

Scopul aplicării revenirii este de a atenua nivelul tensiunilor 

interioare, de a reduce din duritate şi a mări tenacitatea. 

În cursul revenirii are loc difuzia atomică a carbonului ( şi azotului ), 

a fierului şi a elementelor de aliere. În urma acestor procese au loc 

modificări structurale care determină modificări ale proprietăţilor şi a stării 

de tensiuni. Astfel, structura de călire, care se află în afara echilibrului, va fi 

înlocuită, în funcţie de temperatura de încălzire şi durata de menţinere, cu o 

structură mai apropiată de echilibru. 

Revenirea este un tratament termic final şi în funcţie de proprietăţile 

mecanice necesare în exploatarea produselor, se stabilesc parametrii 

tehnologici. 

12.2 Stadiile revenirii. Comportarea la revenire a 

oţelurilor carbon şi aliate 

După călire, cum s-a arătat înainte, structura este formată în mod 

normal, din martensită şi austenită reziduală. Aceste structuri, în afară de 

echilibru, în urma încălzirii şi menţinerii se vor transforma progresiv cu 

creşterea temperaturii în structuri mai apropiate de echilibru. În funcţie de 

temperatură, pentru oţelurile carbon, se deosebesc patru stadii: 

1) 80…160 0 C, precipitarea unei faze bogate în carbon: M M’ + , η 

2) 230…280 0 C, descompunerea austenitei reziduale: A B’ 

3) 160…400 0 C, formarea şi creşterea cristalelor de cementită: 

η, F 3 C

REVENIREA 265 

4) 400…700 0 C, coagularea şi sferoidizarea cristalelor de cementită. 

În primul stadiu, la temperaturi cuprinse între temperatura ambiantă 

şi 100150 °C, carbonul are tendinţa de a părăsi locurile ”z” pe care le 

ocupă în reţeaua de martensită. Această deplasare nu este însoţită de nici o 

precipitare vizibilă, carbonul se aşează pe dislocaţiile reţelei cristaline. 

Acest stadiu poate fi pus în evidenţă la oţeluri care conţin peste 0,25%C. 

Deplasarea carbonului conduce la o relaxare a tensiunilor de ordinul III , 

R p0,2 creşte, iar R m variază puţin. Începând de la 130°C şi continuând până 

la 250300 °C, are loc o precipitare a carburilor de tranziţie η (Fe 2 C) şi ε 

(Fe 2,4 C) la marginea maclelor de martensită. Apariţia carburilor η şi ε duce 

la deformarea reţelei cristaline (fig. 12.1). 

Fig. 12.1 Schema deformării 

reţelei la apariţia unui germen de 

fază nouă, reţeaua de martensită şi 

de carbură fiind strâns legate între 

ele (coerente) [1] 

Este interesant de remarcat că, în timpul transformării martensitice, 

între M s şi M f , pentru răciri relativ lente, poate avea loc o autorevenire a 

martensitei care începe cu o precipitare şi chiar cu o precipitare a carbonului 

sub formă de carbură η şi ε. 

Deplasarea atomilor de carbon dinspre soluţia solidă suprasaturată 

( martensita ) spre compusul definit ( carbura ) se face cu atât mai repede cu 

cât oţelul are mai mult carbon şi temperatura de revenire este mai mare. Un 

rol important în formarea carburii de fier îl au dislocaţiile. 

Cristalele de carbură au formă de plăcuţe subţiri cu grosimea de 

ordinul a câtorva straturi de atomi şi sunt coerent legate de reţeaua soluţiei 

’ a martensitei (fig.12.2). Între aceste faze, ’, η şi apar deformări 

puternice ale reţelei cristaline, cauzate de diferenţele de volume specifice 

dintre ele. 

În jurul cristalelor de carburi η şi apar treptat zone de soluţie solidă ” cu 

un conţinut de carbon mai mic decât al martensitei ’. Astfel, structura va


fi formată din două soluţii solide ’ şi ” cu concentraţii diferite în 

carbon. 

Fig. 12.2 Schema structurii martensitei de 

revenire ( primul stadiu ) [2] 

Datorită separării ( precipitării ) carburilor are loc o reducere treptată 

a gradului de tetragonalitate a martensitei ( c / a 1 ), iar pe curba 

dilatometrică se înregistrează o contracţie (fig. 12.3 ). Această contracţie 

este provocată de faptul că atomii de carbon “ îngheţaţi ” în reţeaua de 

martensită tetragonală capătă o mobilitate mai mare şi difuzează în locurile 

intermediare ale reţelei, care au un volum mai mare. 

Fig. 12.3 Curba dilatometrică a revenirii 

oţelului carbon [2]

REVENIREA 267 

Structura care se formează este o martensită de revenire (martensită, 

α' α" ) care se atacă mai uşor cu reactivi metalografici datorită 

eterogenităţii şi prezenţei carburilor fin dispersate. Din această cauză această 

martensită mai poartă numele de martensită neagră. 

Particulele de carburi înconjoară marginile blocurilor în mozaic 

(subgrăunţilor). Duritatea scade foarte puţin ca urmare a trecerii de la 

martensita tetragonală spre martensita cubică. În cazul oţelurilor conţinând 

mai mult de 0,8 % C acest proces poate provoca la început o uşoară creştere 

a durităţii (fig 12.4). 

Fig.12.4 Influenţa temperaturii de 

revenire şi a conţinutului de 

carbon asupra durităţii; 

structura iniţială : 

martensitică [3] 

Transformarea ce are loc în acest interval de temperaturi poate fi 

scrisă sub forma reacţiei : 

M căl 

100 ... 300 0 

C 

 

 

M rev +η (Fe 2 C)+ (Fe 2,4 C) coerente (12.1) 

Stadiul al doilea are loc între 230 şi 280 0 C şi este caracterizat în 

principal de descompunerea austenitei reziduale la oţelurile carbon cu peste 

0,5 % C şi la cele aliate cu peste 0,4 % C. Austenita reziduală se poate 

transforma izoterm, cu formarea de bainită inferioară, sau se poate 

transforma în martensită de revenire. Această transformare este importantă


pentru faptul că are ca efect o creştere în volum specific (fig. 12.3) şi de 

duritate. 

Cele mai multe oţeluri au timpi de incubaţie a transformării 

austenitei la menţineri izoterme relativ scurţi în comparaţie cu duratele de 

revenire. 

Transformarea austenitei reziduale le revenire, în general, se 

aseamănă cu transformarea austenitei suprarăcite, care a fost descrisă pe 

baza diagramelor TTT izotermice. 

Atunci când după călire în structura oţelurilor carbon coexistă 

austenita reziduală şi martensita, se consideră că prin transformarea 

austenitei, se formează aceeaşi structură ca şi prin descompunerea 

martensitei la aceeaşi temperatură şi durată de încălzire, numai că, coerenţa 

cu masa de bază a celor două structuri formate este diferită. De exemplu 

compoziţia fazică rezultată în urma descompunerii austenitei reziduale la un 

oţel nealiat, cu 1 % C este formată din martensită cu conţinut scăzut de 

carbon şi particule de carburi, adică aceleaşi faze ca şi cele obţinute la 

revenirea martensitei la aceeaşi temperatură, însă cu o altă stare structurală. 

Stadiul al treilea în intervalul 280 – 400 0 C este caracterizat de 

formarea şi creşterea cristalelor de cementită. În acest stadiu se continuă 

separarea treptată a carbonului din soluţia solidă, cresc particulele de 

carburi, are loc un început de coagulare a acestora prin dizolvarea celor de 

dimensiuni mai mici şi creşterea celor de dimensiuni mai mari. Se 

micşorează gradul de tetragonalitate a martensitei şi se micşorează volumul 

şi ca urmare pe curba dilatometrică are loc o contracţie accentuată (vezi fig. 

12.3). Carburile intermediare de tranziţie Fe x C, (Fe 2 C, Fe 2,4 C, etc. ) se 

transformă în cementită. 

Concentraţia în carbon a soluţiei solide ” ajunge la 0,1 % C după o 

revenire de o oră la 300 0 C. Până la 300 0 C se păstrează coerenţa dintre cele 

două faze ( ” şi ). La temperaturi peste 350…400 0 C se pierde coerenţa 

dintre reţelele cristaline ale carburii şi feritei. Forma carburilor se apropie de 

forma sferică. Tot în acest stadiu are loc poligonizarea fazei (se formează 

o substructură ) şi se reduc tensiunile de ordinul II. Structura formată după 

revenirea la 350…400 0 C se numeşte troostită de revenire (are duritatea de 

35…40 HRC, dependentă de duritatea austenitei din care provine), care 

păstrează caracterul acicular, caracteristic martensitei din care s-a format. 

Stadiul al patrulea în intervalul 400…700 0 C se caracterizează prin 

continuarea coalescenţei şi sferoidizării cristalelor de cementită, proces ce 

începe în al doilea stadiu dar se desfăşoară cu viteză maximă în acest ultim 

stadiu. Dimensiunile particulelor de carburi ajung la aproximativ 3 m

REVENIREA 269 

(fig.12.5), iar în ferită se produce o recristalizare specifică ce duce la 

formarea unor grăunţi mici echiaxiali. 

Mecanismul de coalescenţă constă în deplasarea (migrarea) ato- 

Fig. 12.5 Dependenţa dimensiunilor 

carburilor de fier, dintr-un 

oţel carbon, de temperatura 

de revenire; 

m xa – de-a lungul axei x 

m yb – de-a lungul axei y 

m zc – de-a lungul axei z 

[5] 

milor de carbon prin difuzie (prin intermediul soluţiei solide ) începând de 

la carburile mici spre carburile mai groase. Carburile fine, instabile din 

punct de vedere termodinamic, se dizolvă în soluţia solidă determinând 

astfel diferenţa de concentraţie în soluţia solidă. În locurile unde a avut loc 

dizolvarea, concentraţia de carbon este mai mare decât în locurile unde 

aceasta nu a avut loc. Datorită gradientului de concentraţie atomii se 

deplasează prin difuzie spre locurile mai sărace în carbon. Astfel, se 

îmbogăţeşte în carbon soluţia solidă în apropierea carburilor grosolane, 

contribuind la creşterea în continuare a lor. Duritatea se reduce sensibil. 

Pentru oţelurile slab aliate şi nealiate, acest proces se intensifică cu creşterea 

temperaturii până la A c1 . La oţelurile cu conţinuturi mari în elementele de 

aliere se formează, la temperaturi de 500…550 0 C, carburi speciale. 

Separarea acestor carburi este legată de o nouă creştere a durităţii, acest 

fenomen numindu-se călire secundară sau durificare secundară. Dacă se 

depăşeşte temperatura de aproximativ 550 0 C, carburile speciale se 

aglomerează şi are loc o scădere accentuată a durităţii. 

Structura care se formează este sorbita de revenire. La temperaturi în 

apropierea punctului A c1 se formează perlita, carburile din troostita, sorbita 

şi perlita de revenire având o formă globulară. 

Elementele de aliere din oţeluri influenţează transformările care au 

loc la revenire, în special în stadiile unde are loc difuzia. În primul stadiu


influenţa elementelor de aliere este slabă, în schimb în stadiul al II-lea 

această influenţă este mai mare. 

Siliciul şi elementele de aliere care formează carburi ( Cr, V, Ti, Mo, 

W, ş.a. ) încetinesc stadiul de descompunere a martensitei, menţinând starea 

de soluţie solidă suprasaturată până la temperaturi mai înalte. Acţiunile 

nichelului şi a manganului sunt mai slabe. 

Toate elementele de aliere încetinesc descompunerea austenitei 

reziduale şi măresc temperatura de transformare. Efectele cele mai mari le 

au manganul, cromul şi siliciul. La oţelurile aliate care au în diagrama TTT 

două domenii distincte de transformare ( perlitic şi bainitic ) şi la revenire se 

vor observa două domenii de transformare. 

Pentru a se forma bainita trebuie să menţinem produsul un anumit 

timp la o temperatură constantă pe când martensita se va forma în timpul 

răcirii de la temperatura de revenire. La oţelurile rapide şi la oţelurile înalt 

aliate cu crom, pentru scule de prelucrare la cald, transformarea austenitei 

reziduale are loc la 400…600 °C , având ca urmare o creştere a durităţii. 

Transformarea austenitei reziduale în martensită, la răcire ulterioară 

de la aceste temperaturi ridicate, este determinată de sărăcirea austenitei 

reziduale în carbon şi în elemente de aliere la revenire şi, ca urmare, are loc 

ridicarea temperaturii punctului M s al austenitei reziduale. 

Elementele de aliere influenţează foarte mult asupra fenomenelor de 

coalescenţă a carburilor. Vanadiul, molibdenul, wolframul , cromul şi 

siliciul frânează coalescenţa. Din această cauză oţelurile aliate cu aceste 

elemente de aliere au după revenire o dispersie mult mai mare a carburilor. 

Nichelul şi cobaltul nu influenţează practic coalescenţa. La temperaturi mai 

mari de 400…450 °C are loc un proces de redistribuire, prin difuzie, a 

elementelor de aliere între ferită şi cementită. Elementele care formează 

carburi ( Mo, W, Cr ) difuzează din ferită în cementită, iar cele care nu 

formează carburi (Ni, Co, Si ) din cementită în ferită. 

Deci, la oţelurile aliate apare un stadiu suplimentar în timpul căruia 

au loc transformări în faza de carburi, în sensul că, după ce se precipită 

carbura de fier ( Fe 3 C ), aceasta începe să dizolve unele elemente de aliere 

(Mn, Cr, Mo, ş.a. ), devenind cementită aliată, iar prin creşterea temperaturii 

de revenire se transformă treptat în carbură aliată. În cele mai multe cazuri şi 

carburile aliate se transformă treptat în alte carburi aliate, mai stabile. Aşa 

de exemplu, în oţelurile aliate cu crom şi molibden pot avea loc 

transformările succesive: 

Fe 3 C ( Fe, Cr ) 3 C ( Cr, Fe ) 4 C Cr 4 C Cr 7 C 3 (12.2)

REVENIREA 271 

Fe 3 C ( Fe, Mo ) 3 C ( Mo, Fe ) 2 C Mo 2 C (12.3) 

Matrice ( Fe, Cr ) 3 C Cr 7 C 3 Cr 23 C 6 (12.4) 

La temperaturi în jur de 500 0 C este posibilă, în oţelurile bogat 

aliate, şi o precipitare fin dispersă de carburi complexe direct din faza . 

Aceste precipitate, posibil coerente, determină o creştere a durităţii 

oţelurilor (durificare prin precipitare). Aceste transformări care au loc la 

oţelurile aliate pot fi considerate ca al cincilea stadiu de revenire. 

Creşterea durităţii datorită transformării austenitei reziduale în 

martensită la răcirea ulterioară şi a fenomenului de precipitare a carburilor 

este caracteristică oţelurilor bogat aliate. Aceste fenomene sunt cunoscute 

sub denumirea de durificare secundară (fig. 12.6). 

Fig. 12.6 Influenţa siliciului (a) , molibdenului şi cromului (b,c), asupra revenirii [4] 

12.3 Evoluţia proprietăţilor mecanice 

Un otel în stare revenită este format, aşa cum s-a arătat, din 

precipitate (carburi) dure şi puţin deformabile, dispersate într-o matrice 

relativ ductilă. Precipitatele pot fi caracterizate prin compoziţia chimică, 

cantitatea (fracţia volumică), dimensiunea şi modul de repartizare a lor 

(şiruri, aglomerări, reţea, etc.) 

Matricea se poate caracteriza prin compoziţia sa, dimensiunea 

monocristalelor, densitatea de dislocaţii, ş.a. 

Caracteristicile mecanice evoluează şi ele, în timpul revenirii, de la 

starea iniţială călită, la cea de echilibru ( cu duritatea minimă).


Influenţa temperaturii de revenire asupra proprietăţilor mecanice a 

trei oţeluri A,B,C (tabelul 12.1) şi a oţelului 2C40 este arătată în figura 12.7. 

Din analiza acestei figuri rezultă: 

A , % ; K C U ,dJ/cm 2 

A , % ; K C U ,dJ/cm 2 A , % ; K C U ,dJ/cm 2 

Fig. 12.7 Influenţa temperaturii de revenire după călirea în ulei, asupra 

proprietăţilor mecanice ale oţelurilor A, B şi C din tab. 12.1 şi ale 

oţelului240 [4]

REVENIREA 273 

Oţelul 

- până la 250-300 °C, adică şi domeniul de precipitare al carburii 

ε, rezistenţa la rupere R m scade uşor, limita de elasticitate creşte 

notabil trecând printr-un maxim spre 300°C şi apoi scade; 

- începând cu 400 °C, R m scade rapid cu temperatura, având o 

oarecare încetinire spre 500 °C; 

- alungirea A creşte tot timpul pentru oţelul Mn-Si, pentru 

celelalte două oţeluri creşte la început apoi scade având un 

minim la aproximativ 300 °C, apoi creşte în continuare; 

- rezilienţa KCU trece printr-un minim la 300 °C pentru oţelurile 

Mn-Si şi Cr-V şi la 450 °C pentru oţelul Cr-Mn-Si. 

Se poate reţine din această figură că la oţelurile studiate, limita de 

elasticitate a martensitei nerevenite este relativ scăzută şi că ea creşte 

rapid pentru temperaturi de revenire de 100 şi 250 °C, în timp ce 

celelalte caracteristici îşi păstrează valorile destul de ridicate. 

În practică este recomandabil de a evita revenirea în intervalul 

250…400 °C. 

Tabelul 12.1 Compararea eficacităţii diverselor elemente de aliere [6]. 

Marca 

C 

% 

Si 

% 

Mn 

% 

Cr 

% 

V 

% 

Temperatura 

de 

transformare 

A Mn Si 0,45 1,34 1,50 0,03 0,040 760 °C 810 °C 

B Cr Mn Si 0,43 1,38 0,95 1,06 0,030 800 °C 875 °C 

C CrV 0,38 0,21 0,41 1,29 0,125 780 °C 840 °C 

A c1 

A c3 

În figura 12.8 este ilustrată evoluţia durităţii unui oţel aliat cu 

molibden în funcţie de durata de revenire pentru diferite temperaturi. 

Influenţa predominantă a temperaturii este justificată prin faptul că 

fenomenele care intervin în cazul etapelor de revenire sunt controlate de 

difuzie. 

În figurile 12.9, 12.10, 12.11 şi tabelele 12.2, 12.3 sunt precizate 

caracteristicile mecanice obţinute după călire şi revenire pentru unele oţeluri 

mai des utilizate.


Fig. 12.8 Influenţa temperaturii asupra 

durităţii după revenire a unui 

oţel cu Mo [4] 

Fig.12.9 Dependenţa caracteristicilor 

mecanice şi a forţei 

coercitive de temperatura 

de revenire pentru un oţel 

cu 0,8% C [5] 

Tabelul 12.2 Proprietăţile mecanice ale oţelurilor carbon după călire 

şi revenire 

Tratament termic 

Oţel Proprietăţi 

Revenire 2 ore la 

Călire 

100 0 C 200 0 C 300 0 C 

0,2 % C 

1270 1460 1235 1110 

Limita de curgere 

0,3 % C 

0,2 %, MN / m 2 1360 1370 1270 1140 

0,5 % C - - 1670 1410 

0,2 % C Rezistenţa la rupere la 1470 1690 1450 1340 

0,5 % C MN / m 2 - - 2040 1600 

0,3 % C tracţiune 1580 1605 1460 1240 

0,2 % C 

5,0 6,0 6,0 9,0 

0,3 % C Alungirea % 4,5 7,0 7,0 10,0 

0,5 % C - - 4,0 7,0 

0,2 % C 

446 444 446 357 

0,3 % C Duritatea ( DPN ) 564 517 502 420 

0,5 % C 680 666 571 470

REVENIREA 275 

Fig.12.10 Diagrama de revenire (variaţia proprietăţilor mecanice în funcţie de 

temperatura de revenire), pentru unele oţeluri standardizate [3]


Fig. 12.11 Variaţia durităţii în funcţie de temperatura 

de revenire (durata de menţinere 1h) a 

aliajelor Fe-C martensitice [6] 

Tabelul 12.3 Influenţa tratamentului termic asupra caracteristicilor 

mecanice ale oţelului carbon cu 0,42 % C. 

Tratamentul termic 

Rm Rp 0,2 A 5 Z KCU 

MN / m 2 MN / m 2 % % dJ / cm 2 

Recoacere la 880 0 C 550 350 20 52 9 

Călire la 880 0 C ( răcire în 

apă ) şi revenire la 300 0 C 

1300 1100 12 35 3 

Călire la 880 0 C ( răcire în 

apă ) şi revenire la 600 0 C 

620 430 22 55 14 

12. 4 Parametrii tehnologici ai revenirii 

Temperatura de revenire se alege în funcţie de caracteristicile 

mecanice impuse piesei, ştiind că duritatea piesei călite scade o dată cu 

creşterea acestei temperaturi, iar tenacitatea creşte . În funcţie de temperatură 

se deosebesc trei tipuri de reveniri.

REVENIREA 277 

Revenirea joasă este cuprinsă între 100 şi 250 0 C. În urma acestei 

reveniri duritatea scade cu 1…3 unităţi HRC. Revenirea joasă se aplică 

pieselor şi sculelor din oţeluri cu conţinut ridicat de carbon în scopul 

păstrării durităţii ridicate, avantajoasă pentru rezistenţa la compresiune, 

încovoiere şi uzare. Ca produse tipice supuse călirii şi revenirii joase 

menţionăm: piese de uzare carburate sau carbonitrurate şi călite, piese de 

uzare călite superficial, scule aşchietoare şi de tăiere la rece din oţeluri 

carbon (OSC-uri ) şi slab aliate, scule de măsurare şi verificare, ş.a. 

Revenirea medie efectuată între 300 şi 450 0 C se aplică pieselor cu 

rezistenţă la uzare medie (de exemplu pentru maşini agricole) şi a 

componentelor elastice ( arcuri, discuri elastice, segmenţi de reglare a 

uleiului, bucşe elastice pentru dispozitive de strângere, ş.a. ). 

Revenirea înaltă, în intervalul 450…650 0 C se aplică la numeroase 

piese de răspundere (organe de maşini în mişcare) care trebuie să 

întrunească atât caracteristici de rezistenţă statică şi la oboseală cât şi 

caracteristici de plasticitate şi tenacitate ridicate ( osii, axe, arbori drepţi şi 

cotiţi, roţi dinţate, fuzete, biele, etc. ). 

Călirea urmată de revenire înaltă poartă denumirea de îmbunătăţire. 

Îmbunătăţirea este un tratament aplicat, în general, oţelurilor de construcţie 

cu un conţinut mediu de carbon (0,3 – 0,5 %C) care asigură proprietăţi 

specifice. În urma îmbunătăţirii cresc foarte mult proprietăţile la solicitări 

dinamice (rezilienţa). 

Îmbunătăţirea poate fi atât un tratament final cât şi unul primar. Se 

foloseşte ca tratament final, înainte de prelucrările mecanice, în cazurile 

când piesele de formă complicată trebuie să aibă o rezilienţă ridicată şi după 

prelucrările mecanice, în cazurile când nu se poate aplica călirea din cauza 

deformaţiilor posibile şi a pericolului apariţiei fisurilor. Ca tratament termic 

primar se utilizează înaintea unor tratamente de suprafaţă (călirea 

superficială, nitrurarea). 

În anumite cazuri acest tratament se utilizează şi pentru 

îmbunătăţirea prelucrabilităţii oţelurilor hipoeutectoide preponderent 

feritice. Astfel dacă dorim să efectuăm deformarea la rece a unui oţel, 

călirea urmată de o revenire la 680-700 °C este benefică, iar dacă dorim să 

prelucrăm prin aşchiere un oţel de cementare, călire+ revenire la 550-590 °C 

asigură o bună prelucrabilitate. După revenire structurile au un caracter 

globular. Formarea structurilor globulare este favorabilă anumitor 

proprietăţi mecanice. Făcând o comparaţie între un oţel cu structură 

lamelară şi un oţel cu structură globulară se observă că duritatea, rezistenţa 

la rupere şi alungirea sunt aproximativ egale pentru cele două oţeluri în


schimb valorile limitei de elasticitate convenţională şi gâtuirea sunt mai 

ridicate pentru oţelul cu structură globulară (fig. 12.12). 

Fig. 12.12 Relaţia între duritate şi R m , R po,2 , Z, A pentru structuri 

lamelare obţinute prin călire izotermă ( ) şi structuri 

globulare obţinute prin călire şi revenire (- - - - ) [1] 

Pentru revenirea medie şi înaltă este necesar să se cunoască modul în 

care temperatura de revenire influenţează asupra caracteristicilor mecanice 

de interes practic imediat (Rm, Rp 0,2 , A 5 , Z, KCU). În acest scop se 

utilizează diagramele de variaţie a caracteristicilor mecanice cu temperatura 

de revenire, trasate pentru fiecare oţel de îmbunătăţire (STAS 880 – 88 şi 

STAS 791 – 88) sau mai bine diagramele de acelaşi tip publicate în 

literatura de specialitate (care sunt mai complete şi mai exacte). 

Pentru a se determina temperatura optimă de revenire se pleacă de la 

caracteristicile mecanice minime impuse a se realiza. Aceste caracteristici se 

iau din desenul de execuţie al piesei (dacă sunt menţionate în condiţiile 

tehnice de pe desen) sau, în lipsa condiţiilor tehnice, din standardul de oţel. 

Recomandabil este să se ia o proprietate de rezistenţă (limita de curgere – 

Rp 0,2 ) şi o caracteristică de tenacitate (gâtuirea – Z sau rezilienţa – KCU). 

Caracteristica de rezistenţă minimă determină temperatura maximă de 

revenire utilizabilă (T max în figura 12.9 pentru Rp 0,2 min. ), iar caracteristica de 

tenacitate minimă determină temperatura minimă de revenire (T min în figura 

12.9 pentru KCU min ). Cu valorile obţinute se determină temperatura de 

revenire, ca temperatură medie: 

T 

rev 

T 

T 

min max 

(12.5) 

2

REVENIREA 279 

Valoarea obţinută este verificată, apoi, pentru tot setul de 

caracteristici mecanice impuse şi corectată ( dacă este cazul ). 

Durata de revenire. Deoarece revenirea este un tratament subcritic, 

a cărui temperatură nu depăşeşte, de regulă, 650 0 C, regimul de încălzire 

este cel cu temperatură constantă a cuptorului, fixată cu circa 10 0 C peste 

temperatura de revenire aleasă sau calculată. Pentru calcule orientative se 

poate folosi şi relaţia: 

î = k · g (12.6) 

unde: g este grosimea maximă a piesei , în mm ; 

k- coeficient ce se va lua din tabelul de mai jos, pentru 

încălzirea în cuptoare electrice cu rezistoare. 

Tabelul 12.4. Valoarea coeficientului k în funcţie de temperatura 

de revenire 

T rev , 0 C 150…200 0 C 350 0 C 450 0 C 550 0 C 650 0 C 

k, min. / mm 2,5 1,8 1,5 1,2 1,0 

Durata de menţinere este: 

m = tr + eg ; (12.7) 

unde: tr este durata necesară efectuării transformărilor; 

eg- - durata necesară egalizării termice. 

Durata de transformare ( tr ) este determinată, în special, de procesele 

de difuzie necesare transformărilor la revenire. 

Pentru revenirea joasă este suficientă o durată de menţinere de o oră. 

Pentru revenirea medie şi înaltă se foloseşte regula “ ora şi ţolul ” adică m = 

1oră pentru fiecare 25mm din grosimea maximă a piesei. 

Procesele care au loc la revenirea medie şi înaltă sunt dependente 

atât de temperatură cât şi de durata de menţinere, care pot fi înglobate întrun 

singur parametru de revenire: 

P rev = T rev · ( 18 + log rev ) (12.8) 

în care: T rev este temperatura de revenire, în °K;


rev - durata totală de revenire, în h. 

Duritatea şi caracteristicile mecanice de rezistenţă depind aproape 

liniar de P rev , în sensul că scad liniar cu creşterea parametrului de revenire. 

De exemplu, pentru duritate: 

H rev = H căl – m · P rev . (12.9) 

Dacă se cunoaşte, pentru un oţel dat, corelaţia dintre duritatea după 

călire şi duritatea după revenire, figura 12.13, se poate determina P rev şi 

impunând o temperatură de revenire se determină durata de revenire sau 

invers. În felul acesta există mai multe regimuri de revenire (mai multe 

Fig. 12.13 Duritatea după revenire 

în funcţie de duritate 

după călire [5] 

combinaţii :T rev , rev ), care conduc la aceeaşi duritate (H rev ); ele se numesc 

regimuri izosclere ( izos = aceeaşi; scleros = duritate ). Ca exemplu, în 

figura 12. 14 se prezintă o astfel de corelaţie pentru oţelul OLC 45 în 

prealabil călit la 100 % martensită (H căl =740 HV 600 HB 60 HRC). Dacă, 

de exemplu, se cere o duritate H rev = 320 HV este necesar un parametru de 

revenire: 

740 320 

P 

14000 

(12.10) 

rev 

0,03 

Această valoare a parametrului se obţine în cel puţin următoarele trei 

combinaţii de temperatură şi durată (3 regimuri izosclere, tab. 12.5). 

Din exemplul de mai sus rezultă clar că influenţa cea mai mare o are 

temperatura de revenire, deoarece o creştere a acesteia cu numai 50 0 C, 

reduce durata de 10…15 ori. 

Răcirea se poate face teoretic oricum, deoarece procesele urmărite

REVENIREA 281 

Fig. 12.14 Variaţia durităţii cu temperatura şi durata de revenire la un 

oţel de îmbunătăţire şi deducerea regimurilor izosclere [5] 

Tabelul 12.5 Regimurile izosclere pentru obţinerea parametrului 

de revenire cu valoarea 14000 

T rev , °K ( 0 C) 750 (477) 800 (527) 850 (577) 

rev , h 4,6 0,30 0,03 

se desfăşoară în cursul încălzirii şi menţinerii, de aceea se preferă răcirea 

cea mai comodă şi mai economică, în aer liniştit, cu unele excepţii legate de 

răcire care se vor prezenta la fenomenul de fragilitate. 

12.5 Fragilitatea la revenire 

După revenire se recomandă să se facă, în general, o răcire lentă 

împreună cu cuptorul sau, mai frecvent, în aer liniştit pentru a micşora 

tensiunile remanente. În practică se constată că la unele oţeluri, în anumite 

intervale de temperatură, după o răcire lentă apare o scădere marcantă a 

tenacităţii şi în special a rezilienţei (fig.12.15). Această scădere a rezilienţei 

şi chiar a altor caracteristici de tenacitate şi plasticitate conduce la 

fragilizarea oţelului, iar fenomenul poartă numele de fragilitate la revenire. 

Există două tipuri de fragilităţi la revenire: fragilitate ireversibilă sau


fragilitate la temperatură joasă (200 – 400 0 C) numită uneori şi fragilitate la 

albastru sau la 350 °C şi fragilitate reversibilă sau la temperaturi înalte (450 

Fig. 12.15 Modificarea rezilienţei oţelurilor 

în funcţie de temperatura de 

revenire şi de viteza de răcire 

ulterioară: I-răcire lentă, II-răcire 

rapidă, III- fragilitate ireversibilă, 

IV- fragilitate reversibilă [1] 

– 550 0 C) numită în literatură şi “ boala lui Krupp ”. 

Fragilitatea ireversibilă interesează mai puţin în cazul oţelurilor de 

îmbunătăţire care se revin deasupra temperaturii de 400 0 C. Ea poate să 

apară în cazul unor oţeluri de arc deoarece carbonul mai ridicat şi alierea cu 

siliciu deplasează intervalul de fragilitate mai sus. Pentru a preîntâmpina 

apariţia acestei fragilităţi se recomandă ca oţelurile să se elaboreze în 

cuptoare bazice, iar dezoxidarea sau alierea cu siliciu să se facă după ce 

baia a fost în prealabil dezoxidată cu carbon, mangan sau aluminiu. 

O fragilitate de tip asemănător se întâlneşte în cazul oţelurilor care 

după călire au austenită reziduală şi care se transformă în intervalul 200 – 

300 0 C. În oţeluri carbon fragilitatea ireversibilă apare la 230 – 330 0 C, iar la 

oţelurile aliate între 250 – 400 0 C. 

Pentru evitarea fragilităţii ireversibile se recomandă evitarea 

revenirii la temperaturile la care ea apare, iar duratele de revenire în 

apropierea domeniului de temperaturi critice să fie cât mai scurte. 

Cauza apariţiei fragilităţii ireversibile este, cel mai probabil, datorată 

precipitărilor eterogene ale carburilor din martensită la marginea şi în 

interiorul grăunţilor în prezenţa impurităţilor P,S ş.a. Analiza prin 

spectroscopie AUGER a pus în evidenţă existenţa segregaţiilor de fosfor la 

marginea foştilor grăunţi de austenită. S-a constatat că la oţelurile de înaltă 

puritate nu se produce fenomenul de fragilitate.

E n erg ia d e ru p tu ra la 2 0 °C (C h arp y -V) 

REVENIREA 283 

Prezenţa cementitei, în cazul oţelurilor cu conţinut mediu de carbon, 

între şipcile de martensită, provoacă o creştere a fragilităţii. Prezenţa a 

0,0061Ca poate să reducă fragilitatea ireversibilă ca urmare a favorizării 

formării unor precipitate de sulfură de mangan sub formă sferică. 

Observaţiile practice au arătat că prin scăderea conţinutului de fosfor 

sub 0,01 % concomitent cu scăderea manganului la 0,12 – 0,15 % se 

atenuează vizibil fragilitatea (fig.12.16). În figura 12.17 se arată efectul sul- 

Fig. 12.16 Variaţia rezilienţei în 

funcţie de temperatura de 

revenire, pentru un oţel cu 

0,3%C, 3,5% Ni, 1,7%Cr, 

austenitizat la 850°C [6] 

fului as 

Tem p eratu ra d e reven ire, °C 

fului şi a temperaturii de austenitizare la călire asupra rezilienţei. 

Fragilitatea reversibilă este caracteristică oţelurilor de îmbunătăţire. 

Rolul hotărâtor în apariţia acestei fragilităţi îl are durata lungă de menţinere 

în intervalul de fragilitate şi răcirea lentă până la temperatura ambiantă. 

Fragilitatea reversibilă se produce chiar şi atunci când oţelul nu a fost în 

prealabil călit, ci numai normalizat ( de exemplu la detensionarea după 

sudare sau după îndreptare dacă temperatura de lucru este în domeniul de 

fragilitate, iar oţelul are tendinţa spre acest fenomen ). Tendinţa către 

fragilitatea de revenire se întâlneşte la oţelurile slab aliate cu: Mn, Cr – Mn, 

Mn – Si, Cr – Mn – Si, Cr – Ni deoarece elementele Ni, Cr, Mn contribuie 

la intensificarea segregaţiei impurităţilor din oţel. Pentru înlăturarea 

fragilităţii se recomandă răcirea rapidă în apă sau ulei de la temperatura de 

revenire sau alierea oţelurilor sensibile la fragilitate cu molibden (0,2 – 0,6 

%) sau cu wolfram ( 1,0 – 1,5 % ). Prezenţa Mo în soluţia solidă de ferită 

reduce tendinţa P de a segrega, reţinându-l în interiorul grăunţilor, iar dacă P

E nergia de ruptura la 20°C (C harpy -V) 


a segregat, el se opune efectului de fragilizare segregând şi el la mareginea 

grăunţilor. 

Fragilitatea de revenire poate fi determinată prin încercări de rezili- 

Fig. 12.17 Efectul sulfului şi temperaturii 

de austenitizare 

asupra variaţiei rezilienţei 

în funcţie de tempera 

tura de revenire, 

pentru un oţel cu 0,3 %C; 

3,5 %Ni; 1,7 %Cr; 

austenitizat la 1200°C, 3h 

şi la 850°C ,1h [6] 

Tem peratura de revenire, °C 

enţă la temperatura ambiantă ( cu durate variabile de menţinere şi răciri 

lente sau rapide ) sau prin determinarea pragului de fragilitate, executând 

încercări de rezilienţă la diferite temperaturi între – 180 0 C şi + 200 0 C. Cu 

cât probele supuse încercării au o rezilienţă mai mare, cu atât suprafaţa de 

rupere intergranulară este mai mică. 

Fragilitatea de revenire se produce îndeosebi la piese groase 

executate din oţeluri aliate pentru a se obţine călibilitatea necesară. În acest 

caz sunt necesare durate mari de menţinere la temperatura de revenire

REVENIREA 285 

(menţinerea fiind dependentă de grosimea piesei) şi se răcesc lent în aer ( tot 

din cauza grosimii mari ). Fenomenul se produce cu intensitate maximă 

după revenire în intervalul 500 – 550 0 C. În cazul pieselor subţiri sau de 

mici dimensiuni, se recomandă reveniri izosclere cu temperaturi mai înalte ( 

peste 600 0 C ) şi durate scurte de menţinere, asociate cu răciri rapide. După 

răcirea rapidă este indicat să se aplice o detensionare la 400 – 450 0 C cu 

răcire in aer. O măsură care dă rezultate bune o constituie răcirea pieselor 

mai subţiri dar de configuraţie complicată în băi de săruri la 300 0 C, 

produsele mai mari se recomandă să fie răcite în trepte. 

Fragilitatea la temperaturi înalte are un caracter reversibil. O 

fragilitate datorată unei răciri lente de la 500 – 650 0 C poate fi evitată prin 

efectuarea unei noi reveniri urmată de o răcire rapidă. 

Fragilitatea reversibilă se caracterizează printr-o scădere a 

rezilienţei, o creştere importantă a temperaturii de tranziţie ductil-fragil şi 

prin ruperi intergranulare, ca urmare a segregaţiilor elementelor P, As, Sb, 

Sn, la marginea grăunţilor iniţiali de austenită. În urma răcirii lente de la 

revenire are loc şi fenomenul de precipitare a Fe 3 C(N) la marginea 

grăunţilor. 

Răcirea rapidă face ca aceste particule să rămână în soluţia solidă. 

Unii cercetători explică fragilitatea prin difuzia atomilor anumitor elemente 

de aliere spre marginea grăunţilor îmbogăţind aceste margini fără formare 

de faze cu dispersie slabă ( carburi, fosfuri, etc. ). 

Conform acestor date o acţiune importantă este exercitată de zonele 

periferice îmbogăţite în fosfor care conduc la intensificarea fragilităţii. 

Oţelurile susceptibile la fragilitate de revenire nu trebuie să fie 

folosite pentru fabricarea pieselor care lucrează la temperaturi de 500- 

600 0 C. 

12. 6 Previziunea prin calcul a durităţii după călire şi 

revenire 

Acumularea sub diferite forme a datelor experimentale referitoare la 

călibilitatea oţelurilor a permis elaborarea de programe de calcul pentru a 

prevedea proprietăţile mecanice după călire şi revenire. În acest scop se pot 

folosi diagramele TTT la răcire continuă, curbele HV(Δτ) sau curbele 

JOMINY.


MAYNIER şi colaboratorii săi, pe baza analizei sistematice a 

diagramelor TTT au stabilit curbe de regresie care permit să se prevadă 

comportarea oţelurilor la călire şi revenire în funcţie de compoziţia chimică 

şi de condiţiile de austenitizare. Organigrama de calcul propusă este arătată 

în figura 12.18. 

Fig. 12.18 Organigrama de calcul in vederea 

prevederii proprietăţilor mecanice [4] 

Pentru caracterizarea oţelului se apelează la vitezele critice, oţelul 

putând fi caracterizat prin trei viteze critice: 

v 1 - viteza critică de răcire martensitică; 

v 2 - viteza critică de răcire bainitică; 

v 3 - viteza de răcire critică corespunzătoare unei recoaceri. 

Valorile acestor viteze critice se pot calcula în funcţie de compoziţia 

chimică şi parametrul de austenitizare P a (°C·h) astfel: 

lg v 1 = 9,81- (4,62 %C + 1,05 %Mn + 0,54 %Ni + 0,50 %Cr + 

0,66 %Mo + 0,00183 P a ); (12.11) 

lg v 2 = 10,17 – (3,80 %C + 1,07 %Mn + 0,70 %Ni + 0,57 %Cr + 

1,58 %Mo + 0,0032 P a ) (12.12) 

700 

Dacă v > v 

r 1 , structura este formată numai din martensită; 

700 

Dacă v > v 

r 2 structura nu conţine (F+P); 

700 

Dacă v < v 

r 3 structura conţine numai F+P . 

De fapt, modelul complet conţine zece viteze critice: 

- v 1 , v 1(90) , v 1(50) , v 1(10) , v 1 ’ corespunde la y M = 1; 0,9; 0,5; 0,1 şi 0

REVENIREA 287 

(viteza limită) 

- v 2 ; v 2(90) ; v 2(50) ; v 3(90) ; v 3(90) ; v 3 cu semnificaţie asemănătoare: 

y F+P = 0 (limită); 0,1; 0,5; 0,9 şi 1. 

Exemplu. Pentru un oţel care conţine 0,33 %C; 1,12 %Mn; 0,24 

%Ni; 0,11 %Cr; 0,04 %Mo, care a fost austenitizat la 850°C timp de 1 oră, 

rezultă: 

v 1 = 220000°C/h; v 1(90) = 191200; v 1(50) = 96000; v 1(10) = 40500; v 1 ’= 

33600; v 2 = 50500; v 2(90) = 26600; v 2(50) =11400; v 3(90) = 3400; v 3 = 2600. 

În figura 12.19 sunt reprezentate schematic aceste viteze critice 

calculate. 

Fig. 12.19 vitezele critice: v 1 , v 1(50) , v 2 , v 2(50) , v 3 [4]. 

700 

Caracterizarea condiţiilor de răcire se poate face calculând v în 

r 

diferite puncte ale pieselor simple (cilindru, placă cusături sudate etc.), 

utilizând relaţii stabilite, în funcţie de mediul de răcire. 

Exemplu : viteza de răcire în centrul unei piese cilindrice: 

700 

apă: lg v r 

= -1,91 lg d ( mm ) + 8, 08 ; (12.13) 

700 

ulei: lg v r 

= -1,63 lg d ( mm ) + 7, 32 . (12.14) 

Structura şi caracteristicile după călire. Determinarea vitezelor 

critice şi a vitezelor de răcire permit, calcularea prin interpolare a valorilor 

y M , y B , y F+P după călire. Astfel, duritatea după călire se calculează cu relaţia: 

HV= y M HV(M)+= y B HV(B) + y F+P HV(F+P) (12.15)


Durităţile constituenţilor sunt exprimate în funcţie de compoziţie şi 

de viteza de răcire. 

Exemplu : 

HV(M)= 127 + 949 %C+ 27 %Si+ 11 %Mn+ 8 %Ni+ 16 %Cr+ 

21·lg v 

700 

r 

Duritatea martensitei depinde mai ales de conţinutul său în carbon, 

dar şi de viteza de răcire care are o influenţă majoră asupra microstructurii 

acesteia (dimensiunea monocristalelor, densitatea de dislocaţii etc.). 

În cazul oţelului analizat mai sus, din care s-a confecţionat un 

cilindru cu d=100mm, rezultă: 

700 

- în centru: v = 18600; y 

r 

M = 0; y B = 0,73; y F+B = 0,27; HV = 273; 

R m = 842 MP a . 

- la suprafaţă: 

700 

v =284300; y 

r 

M = 1; y B = y F+B = 0; HV= 575; 

R m = 1903 MP a . 

Caracteristicile după revenire. Parametrul de revenire permite să ne 

dăm seama de evoluţia din timpul tratamentului şi se poate calcula cu 

relaţia: 

P 

R 

= 

1 

( 

T 

R 

2,3 

- 

H 

R 

lg τ 

- 1 

) 

r 

, °K (12.16) 

în care ΔH R este energia de activare egală cu 420 KJ·mol -1 pentru 

oţeluri conţinând mai mult de 0,04%Mo şi 240 KJ·mol -1 , pentru conţinuturi 

mai mici. 

Utilizarea modelului se bazează pe constatarea experimentală că 

duritatea variază liniar în funcţie de 1/P R deasupra unei reveniri limită 

determinată de parametrul critic P c , care se poate exprima cu relaţia: 

10 3 

P C 

= 1,365 

- [0,205%C 

+ 0,233%Mo 

+ 0,135%V] 

(12.17) 

Domeniul de temperaturi luate în considerare este cel superior la 

450-500°C, adică domeniul unde are loc formarea şi coalescenţa carburilor. 

Caracteristicile diverşilor constituenţi M, B şi F+P după revenire, pot 

fi calculate pe baza compoziţiei chimice şi a parametrului P R , cunoscând 

duritatea după călire. 

Exemplu. Pentru martensita revenită rezultă:

REVENIREA 289 

HV’(M) = -74 – 434 %C – 368 %Si + 15 %Mn + 37 %Ni + 17 %Cr- 

-355 %Mo – 2235 %V + 10 3 P R -1 [260 + 616 %C + 

+321 %Si – 21 %Mn – 35 %Ni- 11 %Cr + 352 %Mo + 

+2345%V] 

Pentru oţelul analizat mai sus, în suprafaţa cilindrului cu d=100 (100 

% M), rezultă: 

HV=278; R m = 837 MP a , după o revenire la 650°C, timp de 2 ore. Pe 

baza unor modele foarte performante se poate prevedea ansamblul 

proprietăţilor mecanice care rezultă după călire şi revenire în toate punctele 

unei piese. 

Utilizarea curbelor JOMINY sau a curbelor HV(Δτ). Dacă probele 

JOMINY sunt supuse la diferite temperaturi de revenire, pe baza unor 

diagrame se pot selecţiona şi alege condiţiile de revenire. În figura 12.20 se 

prezintă schematic un exemplu pentru un cilindru de Φ100mm, călit în ulei 

(H=0,015mm -1 ), care va avea în miez o duritate de 420HV pentru o revenire 

la 600°C şi o duritate de 540HV pentru o revenire la 500°C . 

Fig. 12.20 Utilizarea unei nomograme pentru 

prevederea caracteristicilor după 

revenire [4]. 

MURRY a propus, pentru oţeluri care nu prezintă durificare 

secundară, un model care simulează evoluţia caracteristicilor mecanice în 

timpul revenirii.


Duritatea după revenire HV R se poate calcula în funcţie de duritatea 

după călire HV C cu relaţia: 

HV R = HV max - (HV max - HV min ) · exp (-a·HV P C ) (12.18) 

unde: HV max - duritatea maximă dependentă de compoziţia chimică 

şi de condiţiile de revenire; 

HV min - duritatea structurilor de echilibru (calculabile); 

a = exp (0,42 - 6p); 

p = 4,33 – 5,05 ·10 -3 ·T R 

T R - temperatura de revenire corespunzătoare unei durate de 

menţinere de 1 oră. 

Pe baza acestei relaţii s-au construit diagrame HV R /HV C pentru 

fiecare temperatură de revenire şi pentru valorile HV max şi HV min fixate. 

Cunoscând un singur punct HV R /HV C determinat experimental sau calculat, 

plecând de la revenirea martensitei (model MAYNIER), se poate selecta 

curba de evoluţie a mărcii de oţel studiat, a căror valori HV min au fost în 

prealabil calculate. 

Calculul durităţii după revenire se poate face şi pe baza diagramelor 

care arată influenţa carbonului şi a elementelor de aliere asupra acestei 

durităţi [fig. 12.21 ]. 

Fig. 12.21 Diagrame HV R /HV C pentru T R = 1oră 

(schematic) [4] 

Figura 12.22 reprezintă variaţiile, în cursul revenirii, a durităţii

D u ritatea, H V 

D u ritatea, H R C 

REVENIREA 291 

Fig. 12. 22 Variaţia durităţii martensitei 

oţelurilor carbon în cursul 

revenirii, în funcţie de 

conţinutul în carbon şi 

temperatura de revenire, 

pentru o durată de revenire 

de o oră. [6] 

C arb on , % 

martensitei oţelurilor carbon în funcţie de conţinutul în carbon ( între 0,12 % 

şi 0,98 % carbon ) şi de temperatura de revenire, pentru o durată de revenire 

de o oră. S-a studiat influenţa elementelor de aliere asupra durităţii 

oţelurilor, adică Mn, P, Si, Ni, Cr, Mo şi V până la conţinuturi care nu 

depăşesc respectiv: 1,95 %; 0,27 %; 0,85 %; 1,55 %; 0,63 %; 0,41 % şi 0,18 

%. S-a constatat că duritatea martensitei în stare brută de călire nu este 

afectată de elementele de aliere, iar evoluţia durităţii în cursul revenirii, 

corespunzătoare aceluiaşi conţinut în elemente de aliere, este independentă 

de conţinutul de carbon. Ca exemple, figurile 12.19 12.22 reproduc 

rezultatele obţinute pentru temperaturile de 204 0 C, 316 0 C, 538 0 C şi 649 0 

C. În figura 12.23, referitoare la revenirea la 204 0 C, se poate observa că 

singurele elemente care au efecte semnificative sunt vanadiul şi siliciul şi, 

cu un grad mai scăzut, cromul şi nichelul. Figura 12.24 arată că la 316 0 C 

influenţa tuturor elementelor, cu excepţia nichelului, este mult mai 

importantă decât la 204 0 C şi această influenţă este semnificativă pentru 

fosfor, molibden şi mangan care au un efect nul la 204 0 C. Se poate observa, 

de asemenea, că siliciul are un efect foarte important, care poate fi pus în 

legătură cu întârzierea dată de acest element transformării carburii în 

cementită. Figurile 12. 25 şi 12. 26, referitoare la temperaturile de revenire 

de 538 0 C şi 649 0 C arată în mod clar influenţa importantă a elementelor 

carburigene, molibdenul şi mai ales vanadiul, asupra rezistenţei după


E lem entele de aliere, % E lem entele de aliere, % 

Fig. 12.23 Influenţa elementelor 

de aliere asupra durităţii 

martensitei după revenire 

la 204°C [6] 

Fig. 12.20 12.24 Influenţa elementelor 



la 316°C [9] [6] 

E lem entele de aliere, % 




la 538°C [6] 

E lem entele de aliere, % 




la 649°C [6] 

revenire dată de aceste elemente ca urmare a formării cementitei aliate sau 

chiar a aceloraşi carburi aliate. Din contră, se observă că nichelul rămâne 

practic fără efect oricare ar fi temperatura de revenire. 

Plecând de la aceste diagrame este uşor să se determine creşterea de 

duritate HV corespunzătoare fiecărui element de aliere prezent în oţel, dată

REVENIREA 293 

pentru o revenire de o oră efectuată la o anumită temperatură. Adăugând 

valorilor astfel găsite duritatea corespunzătoare conţinutului de carbon al 

oţelului conform figurii 12.22, se poate estima cu o bună precizie duritatea 

finală după durificare prin călire şi revenire a oţelului considerat, după 

formula de mai jos [9]: 

HV (pentru temperatura de revenire considerată ) = HV (determinată plecând de la fig. 12. 18) + 

HV Mn + HV Si + HV Ni + HV Mo (12.19) 

unde valorile pentru HV pentru fiecare element sunt luate din diagrame 

corespunzătoare temperaturii de revenire considerate şi conţinutului 

procentual în elemente de aliere. 

Exemplu: un oţel cu 0,4 %C; 0,6 %Mn; 1 %Cr; 0,2 %Si; va avea 

după revenire la 530 °C duritatea de: 

HV = 200 + 38 + 44 + 18 300HV 

Se observă că, prin această metodă calculul se rezumă la o simplă 

adunare. Prin compararea rezultatelor obţinute prin calcul şi cele măsurate 

pentru diferite oţeluri martensitice s-a arătat că există un bun acord între 

aceste rezultate, cu foarte mici diferenţe date fie de prezenţa austenitei 

reziduale (pentru reveniri la temperaturi scăzute), fie prin punerea în soluţie 

incompletă în austenită a anumitor elemente de aliere. În cele de mai sus 

valorile de duritate determinate prin calcul corespund unei durate de 

revenire de o oră. Acestea sunt uşor de convertit în valori de duritate pentru 

alte durate de revenire utilizând parametrul de echivalenţă timp – 

temperatură HOLLOMON ŞI JAFFE. 

Această metodă de previziune prin calcul a durităţii după revenire 

plecând de la compoziţia chimică este relativ simplă ca principiu, dar 

necesită utilizarea de numeroase diagrame, ca şi, în anumite cazuri, a 

relaţiilor de echivalenţă.


BIBLIOGRAFIE 



2. KOVACS ŞT., Tehnologia şi utilajele tratamentelor termice, 

litografia Institutului Politehnic Cluj-Napoca, 1982. 






AFNOR : 2-12-260121-6. 

5. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor tehnice, 

Editura Tehnică, Bucureşti, 1974. 



PYC Edition1992, ISBN 2-85330-110-9.

Capitolul 13 

PATENTAREA SÂRMELOR 

13.1 Etapele desfăşurării procesului de patentare 

Patentarea reprezintă tratamentul termic aplicat sârmelor din oţel cu 

conţinut mediu şi ridicat de carbon, care constă dintr-o încălzire la o 

temperatură superioară intervalului de transformare, urmată de o răcire la o 

temperatură sub Ac 1 , cu transformare izotermă, într-un mediu corespunzător 

pentru obţinerea structurii sorbitice sau sorbito - perlitice. 

Structurile de la care se porneşte la patentare pot fi structuri ferito - 

perlitice mai mult sau mai puţin grosolane, rezultate în urma răcirii sârmelor 

laminate la cald, fie structuri de deformare la rece cu cristalele puternic 

alungite pe direcţia principală de deformare, rezultate în urma tragerii sau 

trefilării sârmelor până aproape de limita capacităţii lor de deformare la 

rece. 

Oţelurile care se pretează la patentare sunt oţelurile carbon, cu 

conţinut de carbon peste 0,35...0,4%. Trebuie avute în vedere următoarele 

două aspecte: 

- un conţinut scăzut de carbon duce la formarea separărilor de ferită 

proeutectoidă, care înrăutăţeşte proprietăţile structurii de patentare; 

- un conţinut ridicat de carbon duce la formarea a structurii în şiruri. 

Din acest punct de vedere cel mai indicat oţel este cel eutectoid ( 

0,77 % C ). 

În ceea ce priveşte oţelurile aliate, patentarea acestora nu se 

obişnuieşte în practică, deoarece efectul patentării este limitat. 

Scopul patentării este îmbunătăţirea trefilabilităţii şi a proprietăţilor 

mecanice ale sârmelor, putându-se face preliminar şi / sau intermediar 

trefilării. 

În funcţie de dimensiunea sârmei, patentarea se realizează conform 

uneia din următoarele variante tehnologice: 

- continuu, când operaţiile de încălzire şi răcire ale produsului 

derulat se fac în flux continuu. Este destinată patentării sârmelor cu


diametrul de 6 şi 7 mm. Operaţia constă din încălzirea sârmelor în fir 

desfăşurat, urmată de răcirea lor izotermă în baie de plumb topit; 

- prin imersiune, când produsul feros rămâne sub formă de colac sau 

bobină în timpul efectuării tratamentului termic. Este destinată patentării 

sârmelor de 8 mm şi de peste 8 mm. Încălzirea pentru austenitizare se 

realizează într-un cuptor tip cameră, urmată de răcirea (călirea) izotermă 

într-o baie de săruri topite ( NaNO 3 ). 

În vederea trefilării sârmele trebuie să îndeplinească, în principal, 

două cerinţe: deformabilitate bună, mai precis ductilitate ridicată, asociată 

cu o înaltă rezistenţă. Structura metalografică ce îndeplineşte aceste cerinţe 

este perlita sorbitică ( sorbita vermiculară ). Aceasta este, de fapt, o structură 

perlitică cu lamele foarte fine de cementită într-o masă de ferită. Cu cât sunt 

mai fine plachetele de cementită, cu cât este mai mică distanţa dintre ele şi 

cu cât sunt mai reduse separările de ferită proeutectoidă, cu atât sunt mai 

ridicate caracteristicile de rezistenţă şi de plasticitate. Structura sorbitică ce 

se doreşte a se obţine este cea la care grosimea plăcilor de cementită este de 

200...400 Angstromi, iar a intervalului dintre ele de 1000...2000 Angstromi. 

Pentru a realiza o structură omogenă, transformarea perlitică trebuie 

realizată la o temperatură constantă şi într-un timp cât mai scurt. 

Temperatura băii de patentare este uzual cuprinsă între 460 şi 550 0 C, în 

funcţie de conţinutul în carbon al oţelului şi de alţi factori tehnologici. În 

acest interval de temperaturi vitezele de transformare sunt maxime, iar 

structura este dominant sorbitică. 

În structura de patentare a oţelurilor hipereutectoide, în afară de 

sorbită, coexistă însă şi carburi (separate înainte sau în cursul transformării), 

nu însă şi cementită secundară, care se poate forma numai atunci când 

vitezele de răcire sunt relativ mici ( sub 15 0 C / secundă ). 

Răcirea sârmei până la temperatura de patentare trebuie realizată în 

perioada de incubaţie, condiţie îndeplinită de patentarea în baie de plumb. 

Atunci când patentarea se realizează în băi de săruri topite, curba de 

răcire intersectează curbele de transformare la temperaturi mai înalte, situate 

în afara cotului perlitic şi astfel structura reală după patentare este 

neomogenă, conţinând şi constituenţi formaţi la răcirea continuă. 

Diferenţele dintre vitezele de răcire în plumb şi respectiv în săruri 

topite rezultă din valorile diferite coeficientului de transmitere a căldurii şi 

ale coeficientului de conductibilitate termică . 

Răcirea izotermă ideală trebuie să urmărească traiectoria curbei 1, 

(fig.13.1) caracteristic acesteia fiind faptul că pe toată durata patentării 

temperatura sârmei rămâne neschimbată. În realitate, în cursul patentării

PATENTAREA SĂRMELOR 297 

reale există trei faze distincte, corespunzătoare traiectoriei curbei 2, care se 

succed în timp şi anume: 

Fig. 13.1 Schema răcirii la patentare 

- faza I: Răcirea sârmei austenitizate de la temperatura T A până la 

temperatura de patentare T P . În această fază de incubaţie materialul cedează 

mediului de răcire căldura sa fizică, corespunzătoare scăderii sale de 

temperatură. 

- faza a II-a: Transformarea austenitei subrăcite (după intersectarea 

ei cu cotul perlitic) în structură sorbitică sau sorbito - bainitică (superioară). 

În momentul în care începe transformarea, sârma se încălzeşte, iar curba de 

răcire prezintă o creştere de la punctul B’ la C’ ca urmare a degajării căldurii 

la transformarea perlitică. Căldura astfel formată este cedată apoi treptat, pe 

măsura transformării austenitei în perlită. Deci, în realitate, procesul de 

patentare are loc la o temperatură superioară mediului de răcire utilizat 

( indiferent de natura lui ), chiar dacă înainte de începerea transformării ( din 

austenită în perlită ) sârma a ajuns la temperatura acestuia. 

- faza a III-a: Răcirea sârmei, după transformare în sorbită, până la 

temperatura mediului. În mod normal, în această fază, în sârmă, nu mai au 

loc transformări structurale. 

În concluzie, se poate spune că în realitate la patentare temperatura 

sârmei urmează traiectoria curbei 2 şi nu a curbei 1.


În cazul în care în prima fază răcirea nu a fost suficient de intensă şi 

sârma nu a ajuns la temperatura mediului, curba de răcire are evoluţia 

descrisă de curba 3. În acest caz răcirea se desfăşoară în acelaşi timp cu 

transformarea perlitică, devenind astfel numai parţial continuă. 

13.2 Utilaje şi instalaţii pentru patentare 

Instalaţiile de patentare în flux continuu. Aceste instalaţii 

realizează atât patentarea cât şi pregătirea suprafeţei sârmei pentru trefilare. 

Schema unei astfel de instalaţii este arătată în figura 13.2 : 

1 2 3 

4 5 

6 7 8 

9 

10 11 

Fig. 13. 2 Schema unei instalaţii de patentare în flux continuu 

Componentele acestei instalaţii sunt: 1- derulatoare de pe colaci, 

bobine sau coşuri cu ghidatoare şi aparate electrice de sudat cap la cap; 

2 - cuptor de încălzire pentru austenitizare cu 3 zone de încălzire; 3 - baie de 

plumb pentru călire izotermă; 4 - bazin de răcire cu apă; 5 - bazin de 

decapare în acid sulfuric sau clorhidric, prevăzut cu recircularea soluţiei şi 

captarea noxelor; 6 - bazin de spălare cu apă sub presiune; 7 - bazin de 

cuprare sau fosfatare; 8 - bazin de spălare cu apă sub presiune; 9 - bazin de 

văruire sau boraxare; 10- etuvă pentru uscare cu aer cald; 11 - sistem de 

înfăşurare în colaci, bobine sau coşuri. 

În sectorul de derulare sârmele se vor suda cap la cap, numai în 

cazul sârmelor de aceeaşi dimensiune şi calitate, cu aparate de sudat 

electrice. 

Sârmele introduse pentru patentare, care sunt antrenate de acelaşi 

reductor vor fi de dimensiuni apropiate, diferenţa maximă fiind de 0,5 mm.


Cuptoarele de austenitizare şi băile de patentare au regimul termic 

automatizat, cu atmosferă reglabilă în cuptor. În cuptorul de încălzire, 

zonele 2 şi 3, sârmele trec prin mufle de material refractar. 

La ieşirea sârmelor din cuptorul de încălzire, înainte de introducerea 

în baia de patentare, se va etanşa cât mai bine acel spaţiu pentru a evita 

oxidarea suplimentară a sârmelor. 

La ieşirea din baia de patentare în Pb topit sârmele trec printr-un 

strat de nisip, apoi se răcesc cu apă pentru a nu provoca vapori acizi la 

intrarea în baia de decapare, pentru a înlătura urmele de nisip şi a fragiliza 

oxidul format pe ea. 

Soluţia de decapare va avea o concentraţie de 18..20 % acid sulfuric 

( 222...225 g acid / l soluţie ) în greutate şi va fi încălzită la 60...70 0 C, iar 

conţinutul de sulfat feros în soluţie va fi de maxim 250 g / l. Pentru 

păstrarea constantă a concentraţiei de acid este necesar să se facă o 

împrospătare continuă cu acid şi apă. 

După decapare sârma se spală cu jet de apă rece şi se şterge trecând 

printr-un strat de pietriş umezit. 

După decapare operaţia următoare este cea de acoperire a sârmei, 

care, în funcţie de programul de fabricaţie, poate fi realizată în trei moduri: 

a) Cuprarea în flux cu văruire 

Soluţia de cuprare este formată din: 

- sulfat de cupru 30...35 g / l soluţie; 

- acid sulfuric 50...55 g / l soluţie ( 4...6 % soluţie ); 

- clei de tâmplărie 0,35...0,4 g / l soluţie. 

După cuprare sârma se spală într-un bazin cu apă rece. 

Operaţia următoare este neutralizarea în lapte de var, la care sârma 

trece printr-un bazin cu lapte de var încălzit până la fierbere, având o 

concentraţie de 10...15 % pastă de var în apă. 

După văruire sârma trece în flux printr-un cuptor cu aer cald, unde 

are loc uscarea la o temperatură de 180...220 0 C. 

După uscare sârma este înfăşurată pe aparatele de tip gravitaţional, 

unde se acumulează pe coşuri de 1000...1200 kg. 

b) Zincarea la cald cu scoaterea pe verticală a firelor 

După operaţiile de decapare şi spălare în flux sârma destinată 

zincării este condusă prin baia cu flux ( fondant ) care are următoarea 

compoziţie: 50 % Cl 2 Zn + 50 % NH 4 Cl şi care are următoarele roluri: 

- apără sârma de oxidare până la baia de zincare; 

- reacţionează cu sărurile de fier de pe sârmă şi le înlătură ( FeCl 2 , 

FeSO 4 );


- înlătură restul de oxizi nedecapaţi; 

- produce o adezivitate a zincului pe sârmă, micşorând tensiunea 

superficială dintre zincul topit şi sârmă. 

După ieşirea din baia de flux sârmele sunt şterse prin intermediul 

unor fâşii de pânză sau cauciuc. 

Vanele pentru zincare sunt încălzite cu arzătoare laterale şi 

recircularea gazelor arse. Vanele şi tamburul din baia de zincare se 

construiesc din oţel Armco. 

Pentru zincarea la cald a sârmelor se va utiliza numai zinc R 1 şi R 1 a. 

Temperatura băii de zincare este de 400...450 0 C. Lungimea de imersie a 

firelor în baia de zincare este în funcţie de stratul de zinc ce trebuie depus şi 

de viteza de trecere a firelor prin baie. 

Pe suprafaţa băii de zincare se va pune un strat de antracit, iar la 

ieşirea firelor din baie un strat de mangal mărunţit. 

Tamburul pe care va trece sârma în baie va avea un diametru de 400 

mm. 

În continuare, după zincare, sârma este condusă la aparatul de 

înfăşurat de tip gravitaţional şi acumulată pe coş. 

c) Fosfatarea în flux cu văruirea sau boraxarea 

Operaţiile de decapare, spălare cu apă, fosfatare, spălare cu apă, 

văruire sau boraxare şi uscare se fac succesiv în bazine dispuse în flux cu o 

durată scurtă de tratare, obţinându-se pelicule de fosfat bune, cu cristale fine 

şi uniforme. 

Datorită timpilor scurţi în care sârma de oţel trece prin operaţiile 

respective, fiecare din operaţiile procesului tehnologic trebuie accelerate 

prin asigurarea de condiţii corespunzătoare (concentraţii mărite la baia de 

decapare şi fosfatare, temperaturi de lucru mai mari). 

Ca accelerator, pe lângă azotatul de sodiu, sarea de fosfatare rapidă 

conţine şi azotit de sodiu care este şi el un oxidant destul de puternic. 

Avantajele procedeului continuu de fosfatare în comparaţie cu cel 

static sunt: 

- eliminarea muncii manuale; 

- consum redus de fosfatol; 

- calitatea superioară a peliculei de fosfat de-a lungul firului. 

Pentru fosfatarea în flux se foloseşte fosfatol rapid de tip VII. 

Baia de fosfatare în flux se încălzeşte la 38...60 0 C. 

Grosimea stratului de fosfat depus pe sârmă trebuie să fie cuprinsă 

între 4...7,5 g / m 2 .


Instalaţiile de patentare prin imersie. În cuptorul cu imersie se 

patentează sârmele de oţel pentru beton precomprimat de 8...13,5 mm. 

1 

2 3 

Fig. 13. 3 Schema unei instalaţii de patentare prin imersie 

Instalaţia de patentare prin imersie este compusă din: 1- tamburi cu 

colaci de sârmă; 2 - cuptor de austenitizare; 3 - baie de săruri. 

Procesul de patentare a sârmei în cuptorul cu imersie constă din 

încălzirea cu gaz metan a sârmei aşezată în formă de colaci, în poziţie 

orizontală a axului colacului, cu firele răsfirate pe suport, la temperatura de 

820...860 0 C, timp de 25...60 minute, urmată de o răcire în baia de azotat de 

sodiu a cuptorului la temperatura de 400...460 0 C, timp de 3...4 minute, 

urmată de o răcire cu apă la 200...300 0 C într-un bazin aparte. 

Procesul de patentare a sârmei în cuptorul cu imersie este complet 

automatizat. 

Parametrii de lucru sunt în funcţie de dimensiunea şi calitatea sârmei 

de oţel. 

Nu se recomandă a se lucra cu o încărcătură de 2 colaci pe şarjă. 

Din practică, legătura dintre rezistenţa sârmei patentate şi conţinutul 

de carbon al sârmei este dată de relaţiile: 

- pentru C = 0.6...0.9 % şi 5 mm : 

0 

T a 

d 

2 122 C 34 3 

rp 

25 

5 

 

C 

 

(13.1) 

- pentru C = 0.6...0.9 % şi 5 mm :


0 

T a 

5 

2 122 C 34 3 

rp 

25 

d 

 

C 

 

(13.2) 

- pentru C 0.6 % şi 5 mm : 

d 

35 122 C 

5 

rp 

3 

 

C 

 

(13.3) 

- pentru C 0.6 % şi 5 mm : 

5 

35 122 C 

d 

rp 

3 

 

C 

 

(13.4) 

unde: rp este rezistenţa la rupere după patentare, daN / mm 2 ; 

C - conţinutul în carbon al sârmei, %; 

d - diametrul sârmei, mm; 

T a 0 - temperatura de austenitizare. 

În funcţie de conţinutul în elemente de aliere şi reziduale, rezistenţa 

după patentare se poate determina cu formula: 

rp = 267+(111Si+199Mn+1220P+231Cr+104Cu)- 

(804S+264Al)-143D (13.5) 

unde: rp este rezistenţa la rupere după patentare, N / mm 2 ; 

D - diametrul sârmei, mm; (elementele sunt date în procente ). 

13.3 Temperatura de austenitizare. 

Temperatura de austenitizare a sârmelor se determină, în practică, cu 

formula: 

T A = 1000 - 233,3C (13.6) 

unde: T A este temperatura de austenitizare, 0 C; 

C - conţinutul în carbon al sârmei, %;


Temperaturile de încălzire practicate în practică se încadrează în 

categoria celor ridicate. Aceste temperaturi prezintă următoarele avantaje: 

- permit dizolvarea completă a carburilor precum şi a cementitei 

proeutectoide, dacă aceasta a apărut după laminarea la cald; acest fapt 

permite omogenizarea structurală a oţelurilor hipereutectoide, din categoria 

cărora face parte oţelul studiat; 

- permit uniformizarea chimică a grăunţilor, diminuând sensibil 

microsegregaţia din secţiunea transversală; 

- măresc granulaţia austenitică a sârmei; acest lucru duce la 

îmbunătăţirea ( creşterea ) rezistenţei sârmei patentate, iar la rezistenţă egală 

îmbunătăţeşte caracteristicile de plasticitate, deoarece grăunţii mari se 

transformă la tragere în fibre lungi, diminuând frecvenţa ruperii sârmelor în 

timpul operaţiilor de trefilare şi cablare ( toronare ); 

- măresc stabilitatea austenitei şi, implicit, măresc perioada de 

incubaţie ( de început de transformare perlitică ), favorizând răcirea sârmei 

înainte de începerea transformării. 

Folosirea unor temperaturi înalte prezintă, însă, şi câteva 

dezavantaje: 

- la conţinut egal în carbon micşorează caracteristicile de plasticitate 

ale sârmei patentate; 

- solicită mai intens cuptoarele de încălzire într-un domeniu de 

temperaturi apropiat de limitele lor constructive; 

- favorizează apariţia oxidului ( ţunderului ) şi a decarburării la 

suprafaţa sârmei. 

Temperatura sârmei, măsurată cu pirometrul optic între cuptor şi 

baia de plumb, va fi cu 30...50 0 C mai mare decât temperatura de 

austenitizare calculată cu formula de mai sus. Pentru atingerea temperaturii 

necesare pentru austenitizare, o mare atenţie trebuie acordată stabilirii 

temperaturilor pe zonele de încălzire. 

a) La cuptoarele de radiaţie fără mufle temperaturile se vor fixa 

astfel: 

- zona III ( zona de ieşire ) cu 50...100 0 C peste temperatura 

calculată cu formula de mai sus; 

- zonele II - I ( mijloc şi intrare ) cu 30...50 0 C peste temperatura 

zonei III. 

b) La cuptoarele de radiaţie cu mufle de protecţie temperaturile se 

vor fixa astfel: 

- zona III cu 140...170 0 C peste temperatura calculată cu formula de 

mai sus;


- zonele II - I cu 30...50 0 C peste temperatura zonei III. 

c) La cuptoarele cu încălzire mixtă ( radiaţie şi convecţie forţată ), 

cuptoare echipate cu arzătoare cu impuls, aportul convecţiei este de 20...30 

%, iar al radiaţiei de 70...80 %. Aceste cuptoare nu se echipează cu mufle de 

protecţie pentru a da posibilitatea gazelor arse să vină în contact direct cu 

sârma care se încălzeşte. Temperaturile pe zonele cuptorului se stabilesc 

astfel: 

- cu 80...110 0 C peste temperatura calculată cu formula de mai sus, 

pentru zona III; 

- cu 30...60 0 C peste temperatura zonei III, în zonele I şi II. 

13.4 Durata de menţinere ( viteza sârmei ) 

În vederea realizării austenitizării întregii secţiuni a sârmei de oţel, 

aceasta trebuie menţinută în cuptorul de austenitizare o anumită perioadă. 

Pentru ca încălzirea să conducă la o structură omogenă a sârmei în 

secţiune transversală, se recomandă ca din timpul de încălzire total cota cea 

mai mare, circa 70 %, să fie folosită pentru egalizare ( de menţinere la 

temperatura de încălzire prescrisă ) şi numai restul de 30 % să fie utilizat 

pentru încălzirea la temperatura prescrisă. 

Acest lucru nu este îndeplinit în practica uzinală deoarece cuptoarele 

prezintă trei zone: de preîncălzire, de încălzire propriu-zisă şi de menţinere, 

toate aceste zone având lungimi aproximativ egale. Astfel, 66 % din 

lungimea cuptorului ( şi implicit a duratei totale de încălzire ) este ocupată 

de zonele de preîncălzire şi încălzire şi numai 33 % este folosită pentru 

menţinere. Lungimea utilă a cuptorului de austenitizare la patentarea în flux 

este de 18 m. 

Din această cauză structura obţinută după patentare şi mărimea 

grăuntelui nu mai sunt omogene, suprapunându-se peste neomogenităţile 

determinate de individualitatea şarjei şi de condiţiile de răcire ale sârmei 

după laminare. Ca urmare, creşte probabilitatea ca sârma patentată să 

prezinte, la rândul ei, variaţii semnificative ale proprietăţilor mecanice şi de 

comportare la trefilare. 

a) Pentru cuptoarele cu imersie, durata de menţinere pentru 

temperaturi cuprinse între 820...860 0 C s-a stabilit la 25...60 minute, în 

funcţie de conţinutul de carbon şi grosimea sârmei. 

b) Pentru patentarea în flux durata menţinerii coincide cu viteza 

sârmei.


La cuptoarele cu radiaţie viteza se calculează cu formula: 

v p = 

0,9 × 

τ 

inc 

L T 

, [ m / min] (13.7) 

în care: v p este viteza de patentare, în m / min.; 

L T - lungimea totală a cuptorului, în m; 

τ înc - timpul de încălzire, în min. 

τ înc = ( 0,36...0,60 ) , în min. ( în mm ); coeficientul de 

multiplicare a diametrului se ia: 

0,36 pentru = 2,2 mm 

0,40 pentru = 2,5...3,5 mm 

0,45 pentru = 3,8...4,5 mm 

0,50 pentru = 4,8...5,5 mm 

0,55 pentru = 6...8 mm 

0,6 pentru = 8,5...14 mm. 

La cuptoarele cu radiaţie şi convecţie forţată viteza se determină din 

caracteristica cuptorului: 

k = vd 

m mm 

m in 

(13.8) 

unde: k este caracteristica cuptorului şi depinde de lungimea 

cuptorului şi diametrul sârmei ( se găseşte în tabele ), în m 

mm / min. ; 

v - viteza sârmei, în m / min.; 

d - diametrul sârmei, în mm. 

Valorile utilizate în practică pentru viteza sârmelor sunt date în tabel. 

13.5 Temperatura de patentare 

Este, de asemenea, o caracteristică foarte importantă a procesului de 

patentare, alegerea unei temperaturi de patentare greşite ducând la realizarea 

unei structuri metalografice şi a unor proprietăţi mecanice 

necorespunzătoare. 

Prin temperatura de patentare se înţelege temperatura mediului de 

răcire (călire) în care este introdusă sârma, indiferent de natura acestuia, fără

Timpul, s 


să se ţină seama de căldura latentă a acesteia, degajată la transformarea 

sorbitică. 

Temperatura optimă de patentare este cuprinsă între 420 şi 590 0 C, 

cu condiţia ca structura rezultată să fie dominant sorbitică. Acest obiectiv se 

realizează numai dacă răcirea sârmei până la temperatura mediului de răcire 

este făcută în perioada de incubaţie, iar durata de menţinere în baie să fie 

suficientă pentru ca transformarea sorbitică să fie completă. 

La alegerea temperaturii de patentare trebuie să se ţină cont de 

următoarele aspecte: 

- temperatura de patentare să fie cu atât mai mare cu cât conţinutul în 

carbon al oţelului este mai mare şi diametrul sârmei este mai mic; 

- cu cât temperatura de austenitizare este mai mare, cu atât cea de 

patentare trebuie să fie mai mică. 

Rezistenţa la rupere depinde de temperatura de patentare, în 

intervalul de temperaturi 420...590 0 C valoarea maximă obţinându-se în 

jurul valorii de 535 0 C, în imediata apropiere a temperaturii corespunzătoare 

cotului perlitic. 

Temperatura de patentare depinde, în principal, de calitatea oţelului 

şi de dimensiunea sârmei. 

13.6 Durata de patentare 

Durata de patentare necesară pentru transformarea izotermă a 

oţelurilor carbon se prezintă în figura de mai jos. 

30 

25 

20 

15 

10 

5 

0 

0.45 0.6 0.9 1.2 

Conţinutul în carbon, % 

550 C 

500 C 

450 C 

Fig. 13. 4 Variaţia timpului de 

patentare în funcţie de 

conţinutul în carbon 

şi temperatură 

Astfel, la încălzirea la temperaturi înalte (care conduc la creşterea 

granulaţiei), durata de transformare creşte cu 10...25 %, dacă patentarea se


realizează la 500 0 C şi de 2...2,5 ori, dacă patentarea are loc la temperaturi 

peste 500 0 C. 

Datorită prezenţei în oţel a unor elemente reziduale, ca şi realizării 

patentării în afara zonei de temperaturi optime, durata necesară pentru 

transformare creşte de asemenea. Din această cauză se recomandă ca 

valoarea minimă a acesteia să nu fie sub 15 secunde, indiferent de diametrul 

sârmei. În practica uzinală valoarea duratei de menţinere la temperatura de 

patentare este de câteva ori mai mare. 

În cazul patentării prin imersie valorile duratei de patentare ( de 

menţinere în baia de săruri ) sunt cuprinse între 4 şi 8 minute. 

În ceea ce priveşte patentarea în flux durata de patentare coincide cu 

viteza sârmei. Valorile utilizate în practică sunt date în tabel. Lungimea utilă 

a băii de plumb este de 5,9 m. 

În figura 13.5 se prezintă diagrama ciclului de tratament termic a 

sârmelor. 

1000 

900 

austenitizare 

870 0 C 

austenitizare 

860 0 C 

800 

700 

600 

500 

patentare 

510 0 C patentare 

470 0 C 

in flu x 

im e r s ie 

400 

300 

200 

100 

0 

0 4 5 6 6.05 8.05 20 30 30.2 35.2 50 

Fig. 13.5 Ciclul de tratament termic a sârmelor


BIBLIOGRAFIE 



2. POPESCU, N., VITĂNESCU, C., Tehnologia tratamentelor tehnice, 

Editura Tehnică, Bucureşti, 1974.

Bazele Teoretice ale Tratamentelor Termice

You also want an ePaper? Increase the reach of your titles

Delete template?

Save as template?