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"Procédé de traitement thermique des fontes".
La présente invention est relative au traitement de la fonte spéciale ou non spéciale contenant, au moment de la coulée, du carbone non combiné dispersé dans une matrice ferreuse et sous forme de particules sphéroïdales tendres de couleur grise, forme appelée parfois "modulaire" ou "sphéru- litolde".
Dans la demande de brevet déposée ce même jour par la demanderesse pour 'Terfectionnements à la fabrication de la fonte", on a exposé comment on peut obtenir une telle fonte en s'assurant de la présence d'une petite portion de magnésium résiduel en combinaison avec une structure qui, au moment de la coulée, est graphitique. La présente invention peut/être appliquée aux fontes obtenues de la manière décrite @
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la demande de brevet précitée et à toutes autres fontes dans lesquelles il existe du carbone non combiné sous la même forme.
La microstructure de la fonte contenant cette forme de carbone sera comprise si l'on se reporte aux figures 1 à 3 du dessin annexé.
La figure 1 est une microphotographie (faite avec un grossissement de 250 diamètres) d'une fonte grise type contenant du carbone non combiné sous la forme lamellaire bien connue, la fonte étant exempte de magnésium et contenant 3,6% de carbone et 2,3% de silicium.
La figure 2 est une microphotographie semblable d'une fonte qui ne diffère de la précédente que par le fait qu'elle contient 0,06% de magnésium grâce à quoi le carbone se trouve sous la forme sphéroldale.
La figure 3 montre l'un des sphéroides de car- bone sous un grossissement de 1000 diamètres.
Conformément à la présente invention, on chauf- fe la fonte à une température voisine de son point critique, mais inférieur à celui-ci, pour obliger tout le carbone qui reste à l'état combiné lors du @ refroidissement au-dessous du point critique à se transformer eh graphite. Le point cri- tique (ou point "A ") correspond à la température la plus bas-
1 se à laquelle a lieu la transformation alpha-gamma dans la fon. te considérée. Le traitement thermique est exécuté de préfé- rence à 45 C. du point critique et sa durée est de préférence d'au moins deux heures ; iln'y a toutefois pas de limite par- ticulière pour la durée maximum du traitement. Des temps de traitement allant jusqu'à quinze ou vingt heures donnent des résultats satisfaisants, par exemple cinq à dix heures.
Le résultat du traitement thermique est d'obliger le carbone combiné contenu dans la matrice à se transformer en graphite.
Cette transformation s'accompagne d'une augmentation de la ductilité et elle est marquée par un changement dams la mi-
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crostructure illustrée par les figures 4 et 5 du dessin annexé.
Ces figures correspondent aux figures 2 et 3, respectivement, et montrent la microstructure après traitement thermique. Comme on peut le voir sur la figure 4, la perlie s'est transformée en ferrite et le graphite produit a subi une migration vers les sphéroïdes de carbone existants. De plus, l'aspect des sphéroïdes individuels s'est modifié, comme on le voit clairement sur la figure 5, en particulier, la frange ou marge de la particule sphéroïdale a pris maintenant un aspect rugueux ou caillouteux.
Le chauffage au-dessous du point critique est précédé, de préférence, par un traitement à haute température, au-dessus du point critique, pour transformer tout excès de carbures libres qui pourraient se trouver dans la structure après coulée. Ce traitement à température plus élevée est exécuté à une température comprise entre 985 C. et le point critique, de préférence entre 815 et 955 C. pendant deux heures au moins; il sert essentiellement à transformer tous les carbures libres qui peuvent exister dans la coulée par suite de variations dans le procédé de production. Il n'y a pas de limites particulières pour la durée maximum de ce traitement à température élevée, mais en général il dure moins de quinze heures et il peut durer de trois à cinq heures.
Ce traitement à température plus élevée qui p'récède le traitement à température plus basse peut être exécuté par maintien du moulage à une ou plusieurs températures, puis par refroidissement à toute vitesse convenable, ou bien par refroidissement progressif du moulage le long de l'échelle de températures. Un tel traitement de refroidissement progressif est obtenu par refroidissement au four, par refroidissement au four pit ou même par refroidissement dans le moule quand la masse est suffisamment grande pour qu'une vitesse de refroidisse ment lente soit maintenue.
Des vitesse moyennes de refroidissement d'environ 40 à 110 C. par heure, par exemple de 55 C. envi-
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ron par heure, le long de'l'échelle des températures jusqu'à la température critique, peuvent être utilisées dans le traitement à température élevée pour l'obtention de résultats satisfaisants. Le traitement précité peut se faire de diverses manières.
Par exemple, dans un procédé qui utilise la chaleur contenue dans les moulages chauds, ceux-ci sont extraits de leurs moules au rouge ou à plus basse température, transférés dans un four pit préalablement chauffé à une température de 760 à 985 C. et abandonnés au refroidissement lent dans ledit four jusqu'à ce que la température soit légèrement inférieure à la température critique, point ou l'on interrompt le refroidissement , les moulages étant maintenus à cette température pendant le temps nécessaire. Dans une variante, on peut placer les moulages froids dans un four pit préalablement chauf fé et les y maintenir pendant le temps nécessaire pour éléver la température au sein desdits moulages entre 760 et 985 C., puis les traiter de la même manière.
On peut aussi transférer les moulages froids dans un four ou dans un four pit et les maintenir à une température comprise entre 760 et 985 C., puis les refroidir à l'air ou les tremper, c'est-à-dire jusqu'à la température ambiante ou jusqu'à une température immédiatement inférieure à la température critique, enfin les traiter entre les limites de températures situées immédiatement au-dessous de la température critique.
Au lieu de maintenir le moulage à une température, ou à un certain nombre de températures, immédiatement inférieure à la température, critique ou d'interro@- pre le refroidissement à partir d'un point supérieur à la tem- pérature critique au moment où est atteinte une température immédiatement inférieure à ladite température critique, on peut obtenir des résultats satisfaisants en refroidissant lentement le moulage le long de l'échelle de température immédia- tement au-dessous de le. température critique, par exemple en refroidissant dans un four, dans un four pit ou même .en refroi-
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moule {/ J bzz " di.ssant d:àf1s,:un::
i avec une extrême lenteur, c'est-à-dire à rai- son de 28 C. par heure, mais de préférence à raison de 15 C. par heure ou même plus lentement. La température critique est influencée par divers facteurs mais, comme elle est habituellement de l'ordre de 721 C., l'échelle de températures de 685 à 710 C. convient en général pour le traitement à basse température.
Le procédé objet de l'invention est particulièrement applicable aux coulées dans lesquelles la teneur en carbone est comprise entre 2 et 4,5%, la teneur en silicium entre 1,3 et 3,5% et plus particulièrement entre 1@5 et 3,0% et)la teneur en magnésium entre 0,05 et 0,2% et plus particulièrement entre 0,06 et 0,15%. Le magnésium retenu exerce un effet blanchissant très énergique et a tendance à raffiner légèrement la perlite. Bien que le magnésium ait un effet blanchissant, on peut obtenir la ductilité avec un traitement thermique beaucoup plus court que celui qui est nécessaire pour l'obtention de fonte malléable ferritique.
Les moulages traités peuvent être exempts d'éléments d'alliage ou peuvent contenir de petites quantités d'éléments d'alliage, en particulier de nickel. C'est ainsi qu'ils peuvent contenir les petites quantités de nickel, de molybdène, de chrome et de manganèse qui permettent d'obtenir un moulage ayant une matrice perlitique. La teneur en nickel est de préférence inférieure à 4%. Le molybdène retarde la transformation de l'austénite et tend à augmenter le temps nécessaire au traitement thermique. Il est préférable qu'il n'y ait pas de chrome, bien que des quantités de ce corps ne dépas sent pas 0,5 à 0,8% environ puissent être présentes.
Le manganèsene doit pas de préférehce dépasser 0,8 à 1%. Le manganèse est un stabilisateur de l'austénite et, de même que le chrome, il gêne dans une certaine mesure le traitement thermique, habituellement en augmentant le temps nécessaire à ce traitement; pour oete raison, il est préférable qu'il y ait au moins de 10,3%. Il est également préférable que le cuivre ne soit pas
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présent en grande quantité, par exemple en quantité dépassât 2. Bien que la teneur en phosphore puisse atteindre 0,5%, il, est préférable qu'elle ne dépasse paq 0,06% car le phosphore tend à affaiblir les propriétés du produit final, en particulier la ductilitet la charge de rupture.
Il doit être entendu que le traitement thermique n'a pas besoin de conduire toujours à la transformation de tout le carbone combiné ou à la décomposition de tous les carbures. Dans certains cas, par exemple, lorsque le traitement thermique n'a pas été appliqué pendant un temps suffisant ou lorsque la composition contient une quantité substantiel le d'un stabilisateur de carbone cornne le chrome et le manganèse, une proportion minime de carbure combiné ou de carbures peut être présente dans le produit final.
Quand la forme sphéroïdale du carbone est obtenue au moyen du magnésium, il est en général nécessaire, comme on l'a exposé dans la demande de brevet @ précitée, d'introduire le magnésium dans le métal en fusion sous la for. me d'un alliage, par exemple d'un alliage nickel-magnésium.
En conséquence, la fonte est habituellement une fonte spéciale, que les éléments d'alliage lui aient été ou non incorporés d'une autre manière. Le procédé objet de la présente invenh tion sert à transformer une telle fonte spéciale en fonte malléable spéciale. Tandis que l'on obtient normalement la fonte malléable par recuit d'une fonte blanche et que la présente d'un constituant d'alliage donne naissance à de =tell les complications dans le procédé qu'aucune fonte malléable spéciale ne peut être produite facilement à l'échelle industrielle, le procédé objet de la présente invention donne pour la première fois la possibilité d'obtenir une fonte malléable spéciale de manière simple à l'échelle industrielle.
Les moulages ayant subi le traitement thermique se distinguent de la fonte malléable ferritique par une
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combinaison perfectionnée de propriétés de fonderie, de résistance et de ductilité. Habituellement, les moulages possèdent une ductilité élevée qui est mise en évidence par un allongement en tension de plus de 5% et pouvant atteindre 20% ou davantage.
La ductilité élevée est obtenue en association avec une résistance plus élevée que celle obtenue précédemment avec la fonte malléable et les alliages analogues On peut produire des pièces coulées ayant de grandes dimensions de section, par exemple ayant jusqu'à 100 ou 125 mm. ou même davantage, sans sacrifier indûment certaines propriétés ou sans augmenter de manière appréciable la durée nécessaire de traitement thermique ; ne sont palimitées aux petites dimensions de section qui restreignent souvent la fabrication normale des produits en forte malléable.
De plus, la fonte malléable doit nécessairement être faite à partir d'une fonte essentiellement exempte de carbone non combiné à l'état qui suit la coulée, c'est-à-dire d'une fonte blanche exempte de graphite, alors que les pièces coulées qui peuvent le plus efficacement être traitées conformément à la présert e invention sont obtenues à partir d'alliages ferreux cort enant du magnésium et dans lesquels une partie substantielle du carbone total est présent sous la forme non combinée dans l'état suivant la coulée.
Le tableau I donne les indications montrant les modifications des propriétés obtenues dans une coulée contenant 3,5% de carbone, 2,3% de silicium, 2,0% de nickel 0,074% de magnésium et 0,15% de manganèse par traitement pendant cinq heures à 705 C.
TABLEAU I.
EMI7.1
<tb>
<tb>
Propriétés <SEP> Brut <SEP> de <SEP> coulée <SEP> Après <SEP> traitement
<tb> ¯¯¯¯¯¯¯ <SEP> ¯¯¯¯¯¯¯¯¯ <SEP> thermique.
<tb>
Allongement <SEP> % <SEP> (50mm) <SEP> 7 <SEP> 20,5
<tb> Striction <SEP> % <SEP> 6,4 <SEP> 17,6
<tb> Limite <SEP> élastique <SEP> (0,2%,kg/mm2) <SEP> 42,18 <SEP> 34,-
<tb>
EMI7.2
Charge de .rupture a la trac- 67,68 46,43
EMI7.3
<tb>
<tb> tion, <SEP> (kg/mm2) <SEP> 67,68 <SEP> 46,43
<tb> Dureté <SEP> Vickers <SEP> 238 <SEP> 181
<tb>
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Des traitements thermiques types sont les suivants:
Les moulages froids sont chauffés à environ 955 C, maintenus pendant 5 heures, refroidis au four à la température ambiante, réchauffés à environ 705 C et maintenus pendant 5 heures.
Les moulages froids sont chauffés à environ 925 C, maintenus pendant 15 minutes, refroidis au four ou au four pit jusqu'à environ 695 C et maintenus pendant 5 heures.
Les moulages au rouge sombre (extraits du moule) sont refroidis au four ou au four pit de 925 C environ à 690 C environ et maintenus pendant 2 heures.
Les moulages au rouge sombre extraits du moule sont refroidis au four ou au four pit de 925 C environ à 690 C environ et maintenus pendant cinq heures.
Les moulages froids sont normalisés par maintien: pendant 1 heure à environ 845 C et par refroidissement à l'air jusqu'à la température ambiante, puis réchauffés à environ 705 C et maintenus pendant 5 heures.
Les moulages froids sont chauffés jusqu'à environ 845 C et maintenus pendant 1 heure, trempés à l'huile, réchauffés jusqu' à environ 705 C et maintenus pendant 5 heures.
En modifiant le traitement thermique, on a la possibilité d'ob- tenir diverses combinaisons différentes de ductilité et de résis- tance. En général, lorsque la ductilité est augmentée, les pro- priétés de résistance du moulage ayant subi le traitement thermi- que se trouvent amoindries et vice-versa. C'est ainsi que la duc- tilité est habituellement d'autant plus grande que la dutée du traitement thermique immédiatement au-dessous de la température critique de la composition l'est elle-même.
Cet'effet de la va- riation de la durée du traitement est illustré dans le tableau II qui montre l'effet obtenu sur les propriétés de pièces cou- lées préparées à partir d'un même bain dé fonte par un traitement thermique comprenant le chauffage des pièces coulées froides à environ 925 C, le refroidissement au four à une vitesse moyenne d'environ 45 à 55 C. par heure jusqu'à 690 C. environ et le maintien à cette dernière température pour les divers laps de temps) indiqués dans le tableau.
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TABLEAU II.
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Composition: C 3,6%; Si 2,1%; Ni 1,9%;
Mg 0,0'S et Mn 0,09%
EMI9.2
<tb>
<tb> Temps <SEP> de <SEP> Allongement <SEP> Striction <SEP> Dureté <SEP> Limite <SEP> é- <SEP> Charge <SEP> de
<tb> maintien <SEP> Vickers <SEP> lastique <SEP> rupture <SEP> à
<tb>
EMI9.3
###########################¯¯¯¯¯¯¯ la traction
EMI9.4
<tb>
<tb> 30 <SEP> minutes <SEP> 8,0 <SEP> 8,8 <SEP> 190 <SEP> 35,41 <SEP> 54,93
<tb> 1 <SEP> heure <SEP> 9,0 <SEP> 9,8 <SEP> 177 <SEP> 35,18 <SEP> 51,94
<tb> 2 <SEP> heures <SEP> 15,0 <SEP> 12,5 <SEP> 179 <SEP> 34,15 <SEP> 48,95
<tb> 5 <SEP> heures <SEP> 18,5 <SEP> 15,6 <SEP> 150 <SEP> 32,74 <SEP> 45,01
<tb>
Le traitement thermique exécuté conformément à la présente invention donne des résultats particulièrement satisfaisants lorsqu'on l'applique au traitement des pièces coulées contenant du magnésium et ayant une matrice perlitique,
mais on peut l'appliquer aussi à d'autres matrices contenant du carbone combiné, par exemple à des matrices aciculaires, martensitiques et bainitiques. Cependant, ces matrices non perlitiques sont plus difficiles à traiter et nécessitent en général une durée de traitement plus longue, par exemple au moins trois ou quatre heures au-dessous du point critique.
REVENDICATIONS.
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1 ) Un procédé de traitement d'une fonte spéciale ou non spéciale contenant du carbone non combiné sous forme de particules sphéroïdales dispersées d'un bout à l'autre dans une matrice ferreuse, procédé qui comprend le chauffage de la fonte à une température voisine mais inférieure au point de transformation alpha-gamma pour provoquer la trans- formation du carbone combiné de la matrice en graphite.
**ATTENTION** fin du champ DESC peut contenir debut de CLMS **.
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"Process of heat treatment of cast irons".
The present invention relates to the treatment of special or non-special cast iron containing, at the time of casting, uncombined carbon dispersed in a ferrous matrix and in the form of soft spheroidal particles of gray color, a form sometimes called "modular" or " spherulitolde ".
In the patent application filed this same day by the Applicant for 'Improvements to the manufacture of cast iron', it is explained how one can obtain such a cast iron by ensuring the presence of a small portion of residual magnesium in combination. with a structure which at the time of casting is graphitic The present invention can be applied to cast irons obtained as described.
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the aforementioned patent application and to all other cast irons in which there is uncombined carbon in the same form.
The microstructure of the cast iron containing this form of carbon will be understood by referring to Figures 1 to 3 of the accompanying drawing.
Figure 1 is a photomicrograph (made with a magnification of 250 diameters) of a typical gray iron containing uncombined carbon in the well-known lamellar form, the cast iron being free of magnesium and containing 3.6% carbon and 2, 3% silicon.
Figure 2 is a similar photomicrograph of a cast iron which differs from the previous one only in that it contains 0.06% magnesium whereby the carbon is in the spheroidal form.
Figure 3 shows one of the carbon spheroids under a magnification of 1000 diameters.
In accordance with the present invention, the cast iron is heated to a temperature near its critical point, but below it, to force all the carbon which remains in the combined state upon cooling below the critical point. to turn graphite eh. The critical point (or point "A") corresponds to the lowest temperature.
1 se at which the alpha-gamma transformation takes place in the fon. considered you. The heat treatment is preferably carried out at 45 ° C. critical point and its duration is preferably at least two hours; however, there is no particular limit to the maximum duration of treatment. Processing times of up to fifteen or twenty hours give satisfactory results, for example five to ten hours.
The result of the heat treatment is to force the combined carbon contained in the matrix to turn into graphite.
This transformation is accompanied by an increase in ductility and it is marked by a change in the middle.
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crostructure illustrated by Figures 4 and 5 of the accompanying drawing.
These figures correspond to Figures 2 and 3, respectively, and show the microstructure after heat treatment. As can be seen in Figure 4, the pearl has turned into ferrite and the graphite produced has migrated to existing carbon spheroids. In addition, the appearance of the individual spheroids has changed, as can clearly be seen in Fig. 5, in particular, the fringe or margin of the spheroidal particle has now taken on a rough or stony appearance.
Heating below the critical point is preferably preceded by a high temperature treatment, above the critical point, to transform any excess free carbides which may be in the structure after casting. This higher temperature treatment is carried out at a temperature between 985 ° C. and the critical point, preferably between 815 and 955 ° C. for at least two hours; it essentially serves to transform any free carbides which may exist in the melt as a result of variations in the production process. There are no particular limits to the maximum duration of this high temperature treatment, but in general it lasts less than fifteen hours and it can last from three to five hours.
This higher temperature treatment which precedes the lower temperature treatment can be carried out by maintaining the molding at one or more temperatures, then cooling to any suitable speed, or alternatively by gradually cooling the molding along the scale. of temperatures. Such a gradual cooling treatment is obtained by cooling in the oven, by cooling in the pit oven or even by cooling in the mold when the mass is large enough for a slow cooling rate to be maintained.
Average cooling rates of about 40 to 110 C. per hour, for example 55 C. approx.
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ron per hour, along the temperature scale up to the critical temperature, can be used in the high temperature processing to obtain satisfactory results. The aforementioned processing can be done in various ways.
For example, in a process that uses the heat contained in the hot castings, these are extracted from their molds red or at a lower temperature, transferred to a pit oven previously heated to a temperature of 760 to 985 C. and abandoned. slow cooling in said oven until the temperature is slightly below the critical temperature, at which point the cooling is interrupted, the moldings being maintained at this temperature for the time required. In a variant, the cold castings can be placed in a previously heated pit oven and kept there for the time necessary to raise the temperature within said castings to between 760 and 985 C., then treated in the same way.
You can also transfer cold casts to an oven or pit oven and maintain them at a temperature between 760 and 985 C., then air-chill or soak, that is to say until at room temperature or up to a temperature immediately below the critical temperature, and finally process them between the temperature limits immediately below the critical temperature.
Instead of maintaining the molding at a temperature, or a number of temperatures, immediately below the critical temperature, or interro @ - pre cooling from a point above the critical temperature at the time when is reached a temperature immediately below said critical temperature, satisfactory results can be obtained by slowly cooling the molding along the temperature scale immediately below the. critical temperature, for example by cooling in an oven, in a pit oven or even by cooling
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mold {/ J bzz "di.ssant d: àf1s,: un ::
i very slowly, that is to say at a rate of 28 C. per hour, but preferably at a rate of 15 C. per hour or even more slowly. The critical temperature is influenced by various factors but, as it is usually in the range of 721 ° C., the temperature range of 685-710 ° C. is generally suitable for low temperature processing.
The process which is the subject of the invention is particularly applicable to castings in which the carbon content is between 2 and 4.5%, the silicon content between 1.3 and 3.5% and more particularly between 1 @ 5 and 3. , 0% and) the magnesium content between 0.05 and 0.2% and more particularly between 0.06 and 0.15%. The retained magnesium exerts a very energetic whitening effect and tends to slightly refine the perlite. Although magnesium has a whitening effect, ductility can be obtained with a much shorter heat treatment than that required to obtain ferritic malleable iron.
The treated castings may be free of alloying elements or may contain small amounts of alloying elements, particularly nickel. Thus they can contain the small amounts of nickel, molybdenum, chromium and manganese which make it possible to obtain a molding having a pearlite matrix. The nickel content is preferably less than 4%. Molybdenum slows down the transformation of austenite and tends to increase the time required for heat treatment. It is preferable that there is no chromium, although amounts of this body do not exceed about 0.5 to 0.8% may be present.
Manganese should not preferably exceed 0.8 to 1%. Manganese is an austenite stabilizer and, like chromium, interferes with heat treatment to some extent, usually by increasing the time required for this treatment; for this reason, it is preferable that there is at least 10.3%. It is also preferable that the copper is not
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present in large quantity, for example in quantity exceeding 2. Although the phosphorus content can reach 0.5%, it is preferable that it does not exceed 0.06%, because phosphorus tends to weaken the properties of the final product , in particular ductility and breaking load.
It should be understood that the heat treatment need not always lead to the transformation of all the combined carbon or the decomposition of all the carbides. In some cases, for example, when the heat treatment has not been applied for a sufficient time or when the composition contains a substantial amount of a carbon stabilizer such as chromium and manganese, a minimal amount of combined carbide or carbides may be present in the final product.
When the spheroidal shape of carbon is obtained by means of magnesium, it is generally necessary, as has been explained in the aforementioned patent application, to introduce the magnesium into the molten metal under the drill. me of an alloy, for example a nickel-magnesium alloy.
Accordingly, cast iron is usually a special cast iron, whether or not the alloying elements have been incorporated into it in some other way. The process which is the subject of the present invention serves to transform such a special cast iron into a special malleable cast iron. While malleable iron is normally obtained by annealing a white iron and the presence of an alloying constituent gives rise to such complications in the process that no special malleable iron can be readily produced. on an industrial scale, the process which is the subject of the present invention provides for the first time the possibility of obtaining a special malleable iron in a simple manner on an industrial scale.
Heat treated castings are distinguished from ferritic malleable iron by a
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advanced combination of foundry properties, strength and ductility. Usually, the castings have a high ductility which is evidenced by an elongation in tension of more than 5% and up to 20% or more.
The high ductility is obtained in association with a higher strength than that obtained previously with malleable iron and the like alloys. Castings can be produced having large cross-sectional dimensions, for example having up to 100 or 125 mm. or even more, without unduly sacrificing certain properties or without appreciably increasing the necessary time of heat treatment; are limited to small cross-sectional dimensions which often restrict the normal manufacture of highly malleable products.
In addition, malleable cast iron must necessarily be made from a cast iron substantially free of carbon uncombined in the post-casting state, i.e. from a white cast iron free of graphite, while castings which can most effectively be processed in accordance with the present invention are obtained from ferrous alloys containing magnesium and in which a substantial part of the total carbon is present in uncombined form in the state after casting .
Table I gives the indications showing the modifications of the properties obtained in a casting containing 3.5% carbon, 2.3% silicon, 2.0% nickel, 0.074% magnesium and 0.15% manganese by treatment for five hours at 705 C.
TABLE I.
EMI7.1
<tb>
<tb>
Properties <SEP> Raw <SEP> of <SEP> casting <SEP> After <SEP> treatment
<tb> ¯¯¯¯¯¯¯ <SEP> ¯¯¯¯¯¯¯¯¯ <SEP> thermal.
<tb>
Elongation <SEP>% <SEP> (50mm) <SEP> 7 <SEP> 20.5
<tb> Striction <SEP>% <SEP> 6.4 <SEP> 17.6
<tb> Elastic limit <SEP> <SEP> (0,2%, kg / mm2) <SEP> 42,18 <SEP> 34, -
<tb>
EMI7.2
Traction breaking load 67.68 46.43
EMI7.3
<tb>
<tb> tion, <SEP> (kg / mm2) <SEP> 67.68 <SEP> 46.43
<tb> Hardness <SEP> Vickers <SEP> 238 <SEP> 181
<tb>
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Typical heat treatments are as follows:
Cold casts are heated to about 955 C, held for 5 hours, oven cooled to room temperature, warmed to about 705 C and held for 5 hours.
Cold casts are heated to approximately 925 C, held for 15 minutes, cooled in an oven or pit oven to approximately 695 C and held for 5 hours.
The dark red casts (extracted from the mold) are cooled in an oven or in a pit oven from approximately 925 ° C. to approximately 690 ° C. and kept for 2 hours.
The dark red casts taken out of the mold are cooled in an oven or pit oven at about 925 C to about 690 C and held for five hours.
Cold casts are normalized by holding: for 1 hour at about 845 C and cooling in air to room temperature, then warming to about 705 C and holding for 5 hours.
Cold casts are heated to about 845 C and held for 1 hour, oil soaked, warmed to about 705 C and held for 5 hours.
By modifying the heat treatment, it is possible to obtain various different combinations of ductility and strength. In general, as the ductility is increased, the strength properties of the heat-treated molding are reduced and vice versa. Thus, the toughness is usually the greater the greater the rate of heat treatment immediately below the critical temperature of the composition itself.
This effect of varying the duration of the treatment is illustrated in Table II which shows the effect obtained on the properties of castings prepared from the same cast iron bath by a heat treatment including heating. castings cold to about 925 C, cooling in the furnace at an average speed of about 45 to 55 C. per hour up to approximately 690 C. and maintaining at this latter temperature for the various time periods) indicated in table.
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TABLE II.
EMI9.1
Composition: C 3.6%; Si 2.1%; Ni 1.9%;
Mg 0.0'S and Mn 0.09%
EMI9.2
<tb>
<tb> Time <SEP> of <SEP> Elongation <SEP> Striction <SEP> Hardness <SEP> Limit <SEP> é- <SEP> Load <SEP> of
<tb> hold <SEP> Vickers <SEP> elastic <SEP> break <SEP> to
<tb>
EMI9.3
###########################traction
EMI9.4
<tb>
<tb> 30 <SEP> minutes <SEP> 8.0 <SEP> 8.8 <SEP> 190 <SEP> 35.41 <SEP> 54.93
<tb> 1 <SEP> hour <SEP> 9.0 <SEP> 9.8 <SEP> 177 <SEP> 35.18 <SEP> 51.94
<tb> 2 <SEP> hours <SEP> 15.0 <SEP> 12.5 <SEP> 179 <SEP> 34.15 <SEP> 48.95
<tb> 5 <SEP> hours <SEP> 18.5 <SEP> 15.6 <SEP> 150 <SEP> 32.74 <SEP> 45.01
<tb>
The heat treatment carried out in accordance with the present invention gives particularly satisfactory results when applied to the treatment of castings containing magnesium and having a pearlitic matrix,
but it can also be applied to other matrices containing combined carbon, for example to acicular, martensitic and bainitic matrices. However, these non-pearlitic matrices are more difficult to process and generally require a longer processing time, for example at least three or four hours below the critical point.
CLAIMS.
------------------------------
1) A process for treating a special or non-special cast iron containing uncombined carbon in the form of spheroidal particles dispersed throughout a ferrous matrix, which process comprises heating the cast iron to a neighboring temperature but below the alpha-gamma transformation point to cause the combined carbon of the matrix to convert to graphite.
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