Procédé de préparation de produits en acier graphitique nitruré et produit obtenu par ce procédé. La présente invention comprend un pro <B>cédé</B> de préparation de produits en acier gra- phitique nitruré et un produit obtenu par ce procédé.
L'emploi des aciers graphitiques s'est dé veloppé pendant ces dernières années pour la. fabrication de diverses pièces, telles que des parties mobiles de soupapes, bielles, matrices et pour d'autres usages, où la résistance à l'usure et un faible coefficient de frottement sont essentiellement nécessaires. Des aciers ayant ces caractéristiques se recommandent. d'eux-mêmes par leur facilité d'usinage. Ces aciers présentent, cependant, les mêmes incon vénients que les aciers ordinaires au carbone en ce qui concerne le gauchissement et la dé formation lorsqu'ils sont soumis au durcisse ment par traitement thermique ou par cémen tation. De plus, un tel durcissement disparaît et ne peut être rétabli lorsque les pièces ainsi durcies sont. surchauffées.
Les aciers graphi- tiques produits jusqu'à présent et employés commercialement ne sont pas, en outre, sus ceptibles d'être nitrurés.
II existe aussi un autre groupe d'aciers dont on a largement fait usage dans les cas où l'on désire obtenir des surfaces très dures et résistantes à l'usure. Ce sont des alliages d'acier demi-dur au carbone, contenant habi tuellement de l'aluminium, du chrome et du molybdène, quelquefois du vanadium ou du nickel, et ordinairement aussi du manganèse et du silicium dans les proportions courantes d'un acier au carbone ordinaire. Ces aciers, nitrurés, sont. caractérisés par tune dureté de surface élevée et gardent un haut degré de dureté à, des températures auxquelles des pièces d'acier, soumises à un traitement ther mique, ou durcies d'une autre manière (cé mentation de la surface et traitement thermi que), se seraient complètement amollies.
Un acier nitruré peut être chauffé à une tempé rature élevée et après refroidissement à la température ambiante, il présente sa dureté de surface originale.
Le but de l'invention est de réaliser des produits ferreux réunissant la facilité d'usi nage, le coefficient. réduit de frottement et les propriétés d'autograissage des aciers graphi- tiques avec la dureté élevée de surface et le pouvoir de garder la dureté des aciers nitru rés, sans avoir recours aux traitements thermi ques susceptibles de produire un gauchisse ment ou déformation de la pièce traitée, no tamment quand la forme en est compliquée ou qu'elle n'est pas régulière, en section trans versale.
Le procédé selon la présente invention est caractérisé en ce que l'on chauffe un acier contenant 1-2 % de carbone et 0,5--2,5 i d'aluminium, jusqu'à une température supé rieure à la température de transformation Ac,, on maintient cette température jusqu'à ce ,que l'acier ait.
été amené à l'état austéni- que, on refroidit rapidement, ensuite on ré chauffe l'acier jusqu'à une température infé- rieure à la température de transformation 1e1 et voisine de celle-ci, on maintient ladite température pendant une durée suffisante pour qu'il ne reste plus que 0,20 à 0,80%,' de carbone combiné, le reste s'étant précipité sous forme de graphite finement divisé, et en ce que l'on soumet l'acier graphitisé à un trai tement de nitruration en présence d'iui agent libérateur d'azote.
Les températures Ac3 et A.cl se réfèrent au diagramme de transforma tion de l'alliage utilisé.
Le dessin annexé reproduit des micropho tographies montrant, respectivement pour deux types d'aciers les microstructures des produits. Les fig. 1 et 4 sont des sections longitudinales de la couche externe et du noyau avec un fort grossissement. Les fig. 2, 3 et 5 et 6 sont des sections longitudinales de la couche externe (fig. 2, 5), et du noyau (fig. 3, 6) avec un grossissement cinq fois plus grand, le tout après nitruration.
Les fig. 7 et 8 sont des microphotographies avec même grossissement que les fig. 1 et 4, montrant la distribution du graphite dans les sections transversales du noyau après traite ment thermique de graphitisation des échan tillons auxquels se rapportent respectivement les fig. 1 à 3 et 4 à 6.
Contrairement à ce qui pouvait être prévu après les expériences antérieures, on a trouvé que des résultats très satisfaisants peuvent être obtenus en graphitisant, puis en nitru rant des aciers contenant de 1 à 2 % de car bone, de 0,5 à 2,5 d'aluminium, et éventuelle ment des combinaisons et proportions appro priées d'éléments favorisant la graphitisation et la nitruration. Les éléments favorisant la nitruration les plus efficaces sont: aluminium, chrome, molybdène, vanadium, zirconium, nio bium et titane.
L'aluminium joue un rôle par ticulièrement important, parce qu'il agit à la fois comme agent favorisant la nitruration et aussi comme agent favorisant la graphitisa- tion.
Le chrome, bien que favorisant la nitru ration, doit être présent en quantité modérée en raison de sa tendance à stabiliser le car- boue sous forme combinée. Habituellement, la proportion de chrome ne doit pas dépasser <B>0,60%;</B> cependant, dans la formation de grandes pièces coulées, ou lingots, la teneur en chrome peut aller jusqu'à environ 1%, pourvu qu'elle soit compensée par une quan tité appropriée d'un élément d'alliage favo risant la graphitisation.
Le molybdène a déjà été suggéré comme agent graphitisant, mais d'après les expé riences faites, il n'est que modérément efficace à cet effet. Bien qu'il contribue quelque peu à l'effet de durcissement par nitruration et favorise la formation d'une couche de revête ment épaisse, sa présence améliore principa lement d'autres propriétés physiques de l'al liage. Par conséquent, il peut se trouver dans une large proportion dans l'alliage initial sans qu'il y ait à craindre qu'il ne modifie le rap port carbone-carbone graphitique désiré dans le produit final. Habituellement, cependant, une proportion de 0,20 à 0,45% suffira.
Le vanadium et le niobium sont l'un et l'antre des éléments formant des carbures, mais leur présence en petites proportions donne de bons résultats, car ils augmentent la facilité de nitruration et améliorent certaines propriétés physiques de l'alliage. Le vana dium, dans des proportions de 0,10 à 0,30,90' améliore la structure de la texture du produit et d'autres propriétés physiques, et affecte aussi favorablement la nitruration. Le plus grandes proportions de cet élément ne sont.
habituellement pas désirables à cause de sa tendance à former des carbures résistant à un traitement thermique graphitisant. Le nio- bium, peut être présent jusqu'à une teneur de <B>0,30%.</B> Le zirconium favorise la graphitisa tion en des proportions ne dépassant pas 0,50<B>5v.</B>
Le silicium doit être présent en quantités modérées en comparaison avec les quantités utilisées normalement pour produire la gra- phitisation dans la fonte, parce qu'il ajoute son effet à l'effet de graphitisation de l'alu minium et aussi parce que l'augmentation de la teneur en silicium a tendance à diminuer la forgeabilité de la composition. Le nickel agit comme élément de graphi- tisation et sert à rendre le produit susceptible de durcissement par précipitation.
En fait., des alliages contenant. 2 à<B>3,5%</B> de nickel sont particulièrement appropriés lorsqu'il est dé sirable de communiquer unie dureté au noyau â l'aide d'un effet de durcissement par pré cipitation.
Le titane forme (les carbures très stables, mais lorsqu'il est présent. en petite quantité, il favorise la graphitisation..
Le manganèse peut aussi être présent dans des proportions au-dessus de celles existant or dinairement dans un acier au carbone, ou dans une proportion quelconque dans les limi tes d'environ 0,20 à 1 ; . Il peut. être substi tué partiellement. au chrome utilisé pour aug menter la dureté résultant (le la nitruration.
Il a l'avantage de provoquer la formation de carbures contrebalançant dans une certaine mesure l'action de graphitisation de l'alumi nium et du silicium, mais il n'a pas, comme le chrome, tendance à stabiliser les carbures au point d'empêcher la. décomposition de ceux-ci pour la production du carbone sous forme graphitique quand l'alliage est soumis au traitement thermique de graphitisation. Du cuivre peut aussi être présent dans une pro portion de 0,25 à 1,50 ,% .
Les aciers susceptibles d'être graphitisés et nitrurés de façon satisfaisante sont générale ment compris dans la gamme suivante:
EMI0003.0019
Carbone <SEP> 1 <SEP> à <SEP> 2 <SEP> %
<tb> Mn <SEP> 0,20 <SEP> à <SEP> 1,00;ô
<tb> Si <SEP> 0,50 <SEP> à <SEP> 1,75
<tb> Al <SEP> 0,50 <SEP> à <SEP> <B>2,50%</B>
<tb> Cr <SEP> 0 <SEP> à <SEP> <B>0,60%</B>
<tb> 11o <SEP> 0 <SEP> à <SEP> <B>0,75%</B> Les compositions données ci-dessus conte nant jusqu'à environ 1,75 % de carbone sont forgeables à chaud. Celles contenant plus de 1,75 donnent satisfaction lorsque la forgea- bilité est. sans importance.
La proportion de chrome n'est pas absolument limitée à<B>0,60%,</B> pourvu que son effet de stabilisation des car bures soit contrebalancé par des proportions suffisantes d'éléments de graphitisation, par exemple d'aluminium et de silicium. Habi tuellement, les proportions de silicium ne doi vent pas dépasser<B>1,75%</B> et quand les propor tions d'aluminium employées approchent du maximum prévu, le silicium doit être diminué en conséquence. Autrement, il y aurait ten dance à la formation de carbone libre dans l'alliage brut de fonte, ce qui serait un obsta cle à la forgeabilité du produit.
Les proportions des éléments favorisant la nitruration, formant des carbures et gra- phitisants sont de préférence telles que l'acier brut de fonte contienne très peu, si même il. y en a, de carbone libre et que, au cas où l'on prévoit un forgeage préalable, il manifeste peu ou pas de tendance à. la formation de car bone graphitique pendant le réehauffage à la température de forgeage et pendant le for geage. En même temps, le carbone combiné doit être susceptible de décomposition par tielle en carbone graphitique lors du traite <B>.</B> nient thermique de graphitisation.
Connais sant l'aptitude des divers éléments spécifiés à favoriser la nitruration et à former des car- bures, ainsi que l'aptitude de ces carbures à réagir au cours du traitement thermique de graphitisation pour former une texture gra phitique appropriée, il devient relativement facile de déterminer, par quelques essais pré liminaires, comment varier les proportions re latives de ces éléments, afin d'obtenir le ré sultat désiré.
Les alliages dont, la composition se trouve dans les limites ci-dessous possèdent des pro priétés très intéressantes non seulement ait point de vue de leur facilité de nitruration et d'usinage à l'état non nitruré, après le trai tement thermique de graphitisation, mais aussi parce qu'ils sont. aisément forgeables et. présentent des propriétés de résistance et une limite d'élasticité commerciale élevées.
EMI0003.0036
Carbone <SEP> <B>1,25</B> <SEP> - <SEP> 1,50
<tb> 11n <SEP> 0,-10 <SEP> - <SEP> 0,60 <SEP> %
<tb> Si <SEP> 1,25 <SEP> - <SEP> 1,50%
<tb> A1 <SEP> 1,25 <SEP> - <SEP> 1,75 <SEP> %
<tb> Cr <SEP> 0,30 <SEP> - <SEP> 0,40%
<tb> -1Io <SEP> 0,20 <SEP> - <SEP> <B>0,30%</B> La table suivante montre les compositions de divers alliages utilisés, analysés après trai- tement thermique de graphitisation.
EMI0004.0004
<I>Table <SEP> I:
</I>
<tb> A <SEP> B <SEP> C <SEP> D <SEP> E <SEP> F
<tb> Carbone <SEP> total <SEP> 1,50 <SEP> 1,46 <SEP> 1,13 <SEP> <B>1</B>,31 <SEP> 1,41 <SEP> 1,44
<tb> Carbone <SEP> graphitique <SEP> 1,05 <SEP> 0,97 <SEP> 0,60 <SEP> 0,73 <SEP> 0,71 <SEP> 1,11
<tb> Manganèse <SEP> 0,54 <SEP> 0,55 <SEP> 0,58 <SEP> 0,59 <SEP> 0,58 <SEP> 0,54
<tb> Silicium <SEP> 1,37 <SEP> 1,37 <SEP> 1,72 <SEP> 1,61 <SEP> 1,53 <SEP> 1,49
<tb> Aluminium <SEP> 1,59 <SEP> <B>1</B>,53 <SEP> 1,29 <SEP> 1,09 <SEP> 1,22 <SEP> 1,92
<tb> Chrome <SEP> 0,33 <SEP> 0,34 <SEP> 0,30 <SEP> 0,42 <SEP> 0,55 <SEP> 0,34
<tb> Molybdène <SEP> 0,30 <SEP> 0,29 <SEP> 0,35 <SEP> 0,33 <SEP> 0,31 <SEP> 0,28
<tb> Cuivre <SEP> rouge <SEP> 0,40 Dans les dessins,
les fig. 1 et 2 représen tent les microphotographies de sections lon gitudinales aux grossissements indiqués plus haut des échantillons A et B, après nitrura tion.
Les fig. 7 et 8 représentent les sections transversales du noyau des échantillons A et B après le traitement thermique de graphiti sation, décrit en détail plus loin.
Les alliages indiqués en A, B et E ont montré les propriétés physiques suivantes après avoir été réchauffés à la température de forgeage, environ 1010 C, puis forgés à cette température, refroidis à l'air, ensuite réchauf fés à 900 C pendant une heure, trempés à l'air et finalement réchauffés à 760 C pen dant cinq heures (traitement de graphitisa- tion).
EMI0004.0016
A <SEP> B <SEP> E
<tb> Résistance <SEP> à <SEP> la <SEP> traction
<tb> en <SEP> kg <SEP> par <SEP> mm2 <SEP> 70,50 <SEP> 72,5 <SEP> 81,6
<tb> Limite <SEP> d'élasticité <SEP> com merciale <SEP> en <SEP> kg <SEP> par <SEP> mm2 <SEP> 50,0 <SEP> 52,0 <SEP> 53,
4
<tb> Striction <SEP> en <SEP> pourcentage <SEP> 41,8 <SEP> 36,9 <SEP> 28,0
<tb> Allongement <SEP> en <SEP> pourcen tage <SEP> 23,5 <SEP> 24,3 <SEP> 15,5
<tb> Dureté <SEP> Rockwell <SEP> C <SEP> 13,5 <SEP> 15,0 <SEP> 20,0
<tb> Dureté <SEP> Brinell <SEP> 187,0 <SEP> 197,0 <SEP> - Les valeurs ci-dessus ont été obtenues sur des coulées préparées par fusion dans un four à induction et fondues en lingots pesant approximativement 18 kilos et mesurant en- viron 114 X 114 > < 205 mm.
Les lingots ont été réchauffés et forgés en barres arrondies d'environ 25 mm, lesquelles ont été refroidies à l'air, et ensuite soumises au traitement ther mique indiqué plus haut.
Comme le montrent les fig. 7 et 8, le pro duit résultant du traitement ci-dessus est ca ractérisé par une microstructure dans laquelle une partie du carbone, 0,20 à 0,80% selon la. composition, est présente sous forme combi née, le reste du carbone étant bien distribué sous forme de nodules ou de flocons.
Après que des échantillons des divers alliages de la table I eurent été forgés et trai tés thermiquement de la manière décrite pré cédemment, ils ont été usinés et ensuite sou mis à un traitement de nitruration à l'ammo niaque pendant quarante huit heures à 523 C. Les chiffres de la table suivante représentent les valeurs de dureté du noyau, de la couche durcie et les épaisseurs de la couche obtenue.
EMI0004.0029
<I>Table <SEP> II:</I>
<tb> Dureté.
<tb> Alliages <SEP> Noyau <SEP> Couche <SEP> E <SEP> aisseur
<tb> Rockwell <SEP> Rockwell
<tb> d'acier <SEP> ,,C,c <SEP> 1515 <SEP> N <SEP> de <SEP> couche
<tb> A <SEP> 13,5 <SEP> 92,5 <SEP> 0,38 <SEP> mm
<tb> B <SEP> 15,0 <SEP> 92,5 <SEP> 0,38 <SEP> mm
<tb> C <SEP> 14,0 <SEP> 91,0 <SEP> 0,38 <SEP> mm
<tb> D <SEP> 22,5 <SEP> 93,0 <SEP> 0,30 <SEP> mm
<tb> E <SEP> 20,0 <SEP> 93,0 <SEP> 0,38 <SEP> mm
<tb> F <SEP> 14,0 <SEP> 92,7 <SEP> 0,33 <SEP> mm Les coulées des alliages C, D et F ont. toutes été préparées de la même manière que les coulées des alliages A, B et E, par fusion dans un four à induction, à cette seule diffé rence que pour C, D et F, des lingots de 2,7 kilos ont été préparés.
Dans la pratique commerciale, il sera géné ralement avantageux de soumettre le produit forgé, après l'avoir soumis au traitement ther mique de graphitisation, à un usinage grossier suivi d'un réchauffage à une température lé gèrement au-dessus de la température criti que supérieure Ac.;. Après quoi, le produit peut être trempé et réchauffé à une tempé rature de recuit plus basse pour obtenir les propriétés physiques désirées. Le produit peut alors être soumis au traitement courant de nitruration et finalement meulé et rodé aux dimensions définitives voulues.
Le produit peut aussi être soumis à un usinage de finissage avant la nitruration, di rectement après le traitement thermique de graphitisation, ou bien après avoir été d'abord grossièrement usiné, pais réchauffé, il est trempé et recuit.
Il va de soi que les dimensions du lingot et les conditions de fusion de l'alliage affec tent dans une certaine mesure l'aptitude de la composition à maintenir le carbone essen tiellement sous forme combiné et en solution après la coulée et les étapes de solidification de la pièce moulée, et pendant les opérations suivantes de réchauffage et forgeage. En gé néral, pour éviter autant que possible la for mation de graphite, plus ou moins libre, dans la partie intérieure du lingot pendant ces étapes de la production du produit final, il sera avantageux d'augmenter les proportions d'éléments formant des carbures alors qu'on abaissera ou maintiendra constantes les pro portions d'éléments graphitisants.
De même, la section transversale du pro duit final affectera dans une certaine mesure, le degré de graphitisation et les propriétés physiques d'un alliage de composition donnée et lorsqu'un produit de section relativement large doit être obtenu, on fera varier en con séquence les proportions des additions d'al- liages. Par exemple, afin d'être assuré que toutes les parties du noyau d'un produit de section large seront atteintes par le traitement thermique de graphitisation et montreront des propriétés physiques convenables, il sera géné ralement désirable d'augmenter quelque peu les proportions des éléments stabilisateurs de carbure, tel que chrome, manganèse et vana dium.
Ires produits obtenus conformément à l'in vention ont. encore de nombreuses applications en dehors de celles dont il a été question à propos des aciers graphitiques, telles que les chemises de cylindres, corps de cylindres, piè ces d'injecteurs de carburant pour moteurs Diesel, chemises de pompes et coussinets, gui des de tiges de soupapes, cames, axes de pis tons, tambours de freins, plateaux d'em brayage, engrenages, barres à aléser, etc.
Process for the preparation of nitrided graphitic steel products and product obtained by this process. The present invention comprises a process for preparing nitrided graphitic steel products and a product obtained by this process.
The use of graphitic steels has developed in recent years for the. manufacture of various parts, such as moving parts of valves, connecting rods, dies and for other uses, where wear resistance and a low coefficient of friction are essential. Steels with these characteristics are recommended. of themselves by their ease of machining. These steels, however, have the same drawbacks as ordinary carbon steels with respect to warping and deformation when subjected to hardening by heat treatment or cementation. In addition, such hardening disappears and cannot be restored when the parts thus hardened are. overheated.
The graphical steels produced so far and used commercially are, moreover, not liable to be nitrided.
There is also another group of steels which have been widely used in cases where it is desired to obtain very hard and wear resistant surfaces. They are semi-hard carbon steel alloys, usually containing aluminum, chromium and molybdenum, sometimes vanadium or nickel, and usually also manganese and silicon in the common proportions of a steel. ordinary carbon. These steels, nitrided, are. characterized by a high surface hardness and maintain a high degree of hardness at, temperatures at which parts of steel, subjected to heat treatment, or hardened in any other way (surface cementation and heat treatment) , would have softened completely.
Nitrided steel can be heated to an elevated temperature and after cooling to room temperature exhibits its original surface hardness.
The object of the invention is to produce ferrous products combining ease of machining and coefficient. reduced friction and the self-greasing properties of graphical steels with the high surface hardness and the ability to maintain the hardness of nitrided steels, without resorting to heat treatments liable to produce warping or deformation of the part treated, especially when the shape is complicated or irregular, in transverse section.
The process according to the present invention is characterized in that a steel containing 1-2% carbon and 0.5--2.5% aluminum is heated to a temperature above the transformation temperature. Ac ,, we maintain this temperature until the steel has.
been brought to the austenic state, it is cooled rapidly, then the steel is reheated to a temperature lower than the transformation temperature 1e1 and close to it, said temperature is maintained for a sufficient period of time so that only 0.20 to 0.80% of combined carbon remains, the remainder having precipitated in the form of finely divided graphite, and in that the graphitized steel is subjected to a treatment nitriding element in the presence of nitrogen releasing agent iui.
The temperatures Ac3 and A.cl refer to the transformation diagram of the alloy used.
The appended drawing reproduces micrographs showing, respectively, for two types of steel, the microstructures of the products. Figs. 1 and 4 are longitudinal sections of the outer layer and the core at high magnification. Figs. 2, 3 and 5 and 6 are longitudinal sections of the outer layer (fig. 2, 5), and of the core (fig. 3, 6) with a magnification five times greater, all after nitriding.
Figs. 7 and 8 are photomicrographs with the same magnification as Figs. 1 and 4, showing the distribution of graphite in the cross sections of the core after heat treatment of graphitization of the samples to which FIGS respectively relate. 1 to 3 and 4 to 6.
Contrary to what could be expected after previous experiments, it has been found that very satisfactory results can be obtained by graphitizing, then nitriding steels containing 1 to 2% carbon, from 0.5 to 2.5 aluminum, and possibly appropriate combinations and proportions of elements favoring graphitization and nitriding. The elements favoring nitriding the most effective are: aluminum, chromium, molybdenum, vanadium, zirconium, niobium and titanium.
Aluminum plays a particularly important role, because it acts both as an agent promoting nitriding and also as an agent promoting graphitis.
Chromium, although favoring nitru ration, should be present in moderate amounts due to its tendency to stabilize the carburettor in combined form. Usually the proportion of chromium should not exceed <B> 0.60%; </B> however, in the formation of large castings, or ingots, the chromium content may be up to about 1%, provided that 'it is compensated by an appropriate quantity of an alloying element which promotes graphitization.
Molybdenum has already been suggested as a graphitizing agent, but from experience it is only moderately effective for this purpose. Although it contributes somewhat to the nitriding curing effect and promotes the formation of a thick coating layer, its presence primarily improves other physical properties of the alloy. Consequently, it can be found in a large proportion in the initial alloy without there being any fear that it will modify the carbon-to-graphitic carbon ratio desired in the final product. Usually, however, 0.20-0.45% will suffice.
Vanadium and niobium are one and the other of the carbide-forming elements, but their presence in small proportions gives good results because they increase the ease of nitriding and improve certain physical properties of the alloy. Vanadium, in proportions of 0.10 to 0.30.90% improves the structure of the product's texture and other physical properties, and also favorably affects nitriding. The greatest proportions of this element are.
usually not desirable because of its tendency to form carbides resistant to graphitizing heat treatment. The niobium may be present up to a content of <B> 0.30%. </B> Zirconium promotes graphitis in proportions not exceeding 0.50 <B> 5v. </B>
Silicon must be present in moderate amounts compared to the amounts normally used to produce graphitization in the cast iron, because it adds its effect to the graphitization effect of aluminum and also because the increase of the silicon content tends to decrease the forgeability of the composition. Nickel acts as a graphitizing element and serves to render the product susceptible to precipitation hardening.
In fact, alloys containing. 2 to <B> 3.5% </B> nickel is particularly suitable where it is desirable to impart hardness to the core by means of a precipitation hardening effect.
Titanium forms (very stable carbides, but when present in small quantities it promotes graphitization.
The manganese can also be present in proportions above those normally found in carbon steel, or in any proportion within the limits of about 0.20 to 1; . He can. be partially substituted. chromium used to increase the resulting hardness (the nitriding.
It has the advantage of causing the formation of carbides counteracting to a certain extent the graphitization action of aluminum and silicon, but it does not, like chromium, tend to stabilize carbides to the point of prevent it. decomposition of these for the production of carbon in graphitic form when the alloy is subjected to the heat treatment of graphitization. Copper can also be present in a proportion of 0.25 to 1.50%.
Steels capable of being graphitized and nitrided satisfactorily are generally included in the following range:
EMI0003.0019
Carbon <SEP> 1 <SEP> to <SEP> 2 <SEP>%
<tb> Mn <SEP> 0.20 <SEP> to <SEP> 1.00; ô
<tb> If <SEP> 0.50 <SEP> to <SEP> 1.75
<tb> Al <SEP> 0.50 <SEP> to <SEP> <B> 2.50% </B>
<tb> Cr <SEP> 0 <SEP> to <SEP> <B> 0.60% </B>
<tb> 11o <SEP> 0 <SEP> to <SEP> <B> 0.75% </B> The compositions given above containing up to about 1.75% carbon are hot forging. Those containing more than 1.75 are satisfactory when the forgeability is. unimportant.
The proportion of chromium is not absolutely limited to <B> 0.60%, </B> provided that its carbide stabilizing effect is counterbalanced by sufficient proportions of graphitizing elements, for example aluminum and of silicon. Usually, the proportions of silicon should not exceed <B> 1.75% </B> and when the proportions of aluminum used approach the maximum expected, the silicon should be reduced accordingly. Otherwise, there would be a tendency for the formation of free carbon in the crude iron alloy, which would be an obstacle to the forgeability of the product.
The proportions of the elements promoting nitriding, forming carbides and gra- phitizers are preferably such that the crude steel of cast iron contains very little, if any. there is free carbon and that, in the event that prior forging is provided, it shows little or no tendency to. the formation of graphitic carbon during reheating to forging temperature and during forging. At the same time, the combined carbon must be capable of partial decomposition to graphitic carbon during the thermal processing. <B>. </B> denies thermal graphitization.
Knowing the ability of the various specified elements to promote nitriding and to form carbides, as well as the ability of these carbides to react during the heat treatment of graphitization to form an appropriate graphic texture, it becomes relatively easy. to determine, by a few preliminary tests, how to vary the relative proportions of these elements, in order to obtain the desired result.
The alloys whose composition is within the limits below have very advantageous properties not only from the point of view of their ease of nitriding and machining in the non-nitrided state, after the heat treatment of graphitization, but also because they are. easily forged and. exhibit high strength properties and commercial yield strength.
EMI0003.0036
Carbon <SEP> <B> 1,25 </B> <SEP> - <SEP> 1,50
<tb> 11n <SEP> 0, -10 <SEP> - <SEP> 0.60 <SEP>%
<tb> If <SEP> 1.25 <SEP> - <SEP> 1.50%
<tb> A1 <SEP> 1.25 <SEP> - <SEP> 1.75 <SEP>%
<tb> Cr <SEP> 0.30 <SEP> - <SEP> 0.40%
<tb> -1Io <SEP> 0.20 <SEP> - <SEP> <B> 0.30% </B> The following table shows the compositions of various alloys used, analyzed after thermal graphitization treatment.
EMI0004.0004
<I> Table <SEP> I:
</I>
<tb> A <SEP> B <SEP> C <SEP> D <SEP> E <SEP> F
<tb> Carbon <SEP> total <SEP> 1.50 <SEP> 1.46 <SEP> 1.13 <SEP> <B> 1 </B>, 31 <SEP> 1.41 <SEP> 1, 44
<tb> Carbon <SEP> graphitic <SEP> 1.05 <SEP> 0.97 <SEP> 0.60 <SEP> 0.73 <SEP> 0.71 <SEP> 1.11
<tb> Manganese <SEP> 0.54 <SEP> 0.55 <SEP> 0.58 <SEP> 0.59 <SEP> 0.58 <SEP> 0.54
<tb> Silicon <SEP> 1.37 <SEP> 1.37 <SEP> 1.72 <SEP> 1.61 <SEP> 1.53 <SEP> 1.49
<tb> Aluminum <SEP> 1.59 <SEP> <B> 1 </B>, 53 <SEP> 1.29 <SEP> 1.09 <SEP> 1.22 <SEP> 1.92
<tb> Chromium <SEP> 0.33 <SEP> 0.34 <SEP> 0.30 <SEP> 0.42 <SEP> 0.55 <SEP> 0.34
<tb> Molybdenum <SEP> 0.30 <SEP> 0.29 <SEP> 0.35 <SEP> 0.33 <SEP> 0.31 <SEP> 0.28
<tb> Copper <SEP> red <SEP> 0.40 In the drawings,
figs. 1 and 2 show the photomicrographs of longitudinal sections at the magnifications indicated above of samples A and B, after nitriding.
Figs. 7 and 8 show the cross sections of the core of samples A and B after the graphitization heat treatment, described in detail below.
The alloys shown in A, B and E showed the following physical properties after being heated to the forging temperature, around 1010 C, then forged at this temperature, air-cooled, then reheated at 900 C for one hour , air quenched and finally warmed to 760 C for five hours (graphitis treatment).
EMI0004.0016
A <SEP> B <SEP> E
<tb> Resistance <SEP> to <SEP> the <SEP> traction
<tb> in <SEP> kg <SEP> by <SEP> mm2 <SEP> 70.50 <SEP> 72.5 <SEP> 81.6
<tb> Limit <SEP> of elasticity <SEP> commercial <SEP> in <SEP> kg <SEP> by <SEP> mm2 <SEP> 50.0 <SEP> 52.0 <SEP> 53,
4
<tb> Striction <SEP> in <SEP> percentage <SEP> 41.8 <SEP> 36.9 <SEP> 28.0
<tb> Elongation <SEP> in <SEP> percent <SEP> 23.5 <SEP> 24.3 <SEP> 15.5
<tb> Hardness <SEP> Rockwell <SEP> C <SEP> 13.5 <SEP> 15.0 <SEP> 20.0
<tb> Hardness <SEP> Brinell <SEP> 187.0 <SEP> 197.0 <SEP> - The above values were obtained on castings prepared by melting in an induction furnace and melted into ingots weighing approximately 18 kilos and measuring approximately 114 X 114> <205 mm.
The ingots were reheated and forged into rounded bars of about 25 mm, which were cooled in air, and then subjected to the heat treatment indicated above.
As shown in Figs. 7 and 8, the product resulting from the above treatment is characterized by a microstructure in which part of the carbon, 0.20 to 0.80% depending on the. composition, is present in combined form, the rest of the carbon being well distributed in the form of nodules or flakes.
After samples of the various alloys in Table I had been forged and heat treated in the manner previously described, they were machined and then subjected to ammonia nitriding treatment for forty eight hours at 523 C. The figures in the following table represent the hardness values of the core, of the hardened layer and the thicknesses of the layer obtained.
EMI0004.0029
<I> Table <SEP> II: </I>
<tb> Hardness.
<tb> Alloys <SEP> Core <SEP> Layer <SEP> E <SEP> healer
<tb> Rockwell <SEP> Rockwell
<tb> of steel <SEP> ,, C, c <SEP> 1515 <SEP> N <SEP> of <SEP> layer
<tb> A <SEP> 13.5 <SEP> 92.5 <SEP> 0.38 <SEP> mm
<tb> B <SEP> 15.0 <SEP> 92.5 <SEP> 0.38 <SEP> mm
<tb> C <SEP> 14.0 <SEP> 91.0 <SEP> 0.38 <SEP> mm
<tb> D <SEP> 22.5 <SEP> 93.0 <SEP> 0.30 <SEP> mm
<tb> E <SEP> 20.0 <SEP> 93.0 <SEP> 0.38 <SEP> mm
<tb> F <SEP> 14.0 <SEP> 92.7 <SEP> 0.33 <SEP> mm Castings of alloys C, D and F have. all were prepared in the same way as the castings of alloys A, B and E, by melting in an induction furnace, with the only difference that for C, D and F, ingots of 2.7 kilos were prepared.
In commercial practice, it will generally be advantageous to subject the forged product, after having subjected it to the thermal graphitization treatment, to coarse machining followed by reheating to a temperature slightly above the critical temperature. upper Ac.;. After that, the product can be quenched and reheated to a lower annealing temperature to achieve the desired physical properties. The product can then be subjected to the current nitriding treatment and finally ground and lapped to the desired final dimensions.
The product can also be subjected to a finishing machining before nitriding, directly after the heat treatment of graphitization, or after having first been roughly machined, thick reheated, it is quenched and annealed.
It goes without saying that the dimensions of the ingot and the conditions of melting of the alloy affect to some extent the ability of the composition to maintain carbon essentially in combined form and in solution after the casting and solidification steps. of the casting, and during the subsequent heating and forging operations. In general, to avoid as much as possible the formation of graphite, more or less free, in the inner part of the ingot during these stages of the production of the final product, it will be advantageous to increase the proportions of elements forming carbides. while the proportion of graphitizing elements will be lowered or kept constant.
Likewise, the cross-section of the final product will to some extent affect the degree of graphitization and the physical properties of an alloy of a given composition and when a product of relatively large cross-section is to be obtained, it will be varied accordingly. the proportions of alloy additions. For example, in order to be assured that all parts of the core of a product of large cross-section will be reached by the graphitization heat treatment and will exhibit suitable physical properties, it will generally be desirable to increase the proportions of the elements somewhat. carbide stabilizers, such as chromium, manganese and vana dium.
Ires products obtained in accordance with the invention have. still many applications apart from those discussed in connection with graphitic steels, such as cylinder liners, cylinder bodies, diesel fuel injector parts, pump liners and bearings, valve stems, cams, udder shafts, brake drums, clutch plates, gears, boring bars, etc.