Procédé pour l'obtention d'une pièce en fonte graphitique et pièce obtenue par ce procédé. On sait que la fonte se présente, après coulée, sous forme de fonte grise, de fonte blanche ou de fonte truitée et que l'on pent traiter la fonte blanche par chauffage pour libérer le carbone combiné et rendre la fonte malléable. La caractéristique de la fonte<U>grise</U> est que la pl-Lis grande partie du carbone non eonibiné est présente sous forme de graphite. Si l'on examine au microscope des sections polies de fonte grise, le graphite apparaît nor malement sous forme de filaments allongés, parfois tordus.
Certains croient que la forme réelle est celle d'une particule mince analo gue<B>à</B> une écaille incurvée, si on la voit sous trois dimensions. On désigne couramment ce graphite sous le nom de graphite en lamelles et on donne<B>à</B> sa forme le nom de lamelles.
Les avantages de la fonte grise sont bien connus. Ce sont notamment son prix peu élevé, la facilité avec laquelle on peut la fondre et la couler et ses propriétés méca niques générales. Toutefois, il est admis que les qualités courantes de fonte grise manquent de ténacité. Ceci est<B>dû</B> principalement au fait que la forme physique, les dimensions et la distribution des lamelles de graphite dans la fonte grise l'affaiblissent et la rendent fra gile dans une mesure -en grande partie hors de proportion avec le volume relatif occupé par les lamelles de graphite, probablement parce que chaque lamelle de graphite a une forme telle que sa surface est très grande par rapport<B>à</B> son volume, ce qui fait que, pour un volume donné de graphite,
la forme lamel laire introduit un grand nombre de solutions de continuité et de fentes produisant un affaiblissement de la structure de la fonte grise.
On sait que le graphite peut se présenter sous d'autres formes, par -exemple dans la fonte malléable dans laquelle il est produit par traitement<B>à</B> chaud prolongé d'une fonte qui a été initialement une fonte blanche. En particulier dans la. fonte malléable<B>à</B> coeur noir (blackheart), le graphite se trouve sous forme d'agglomérats irréguliers ou de groupes de particules; ces agglomérats ont été appelés <B>c</B> généralement nodules et la forme dit graphite nodulaire.
Des agglomérats ou -nodules très semblables se trouvent dans la fonte mal- léable <B>à</B> c#ur blanc (whiteheart) <B>à</B> faible teneur en soufre. Dans quelques fontes mal léables<B>à</B> coeur blanc de haute teneur en soufre, en revanche, une partie du graphite se trouve sous forme de particules sensible ment sphérdidales. Ces particules présentent ordinairement l'apparence d'une structure rayonnante bien définie, lorsqu'on les examine convenablement au microscope.
La présente invention, qui se rapporte<B>à</B> un procédé pour l'obtention d'une pièce<B>de</B> fonte graphitique particulière, est fondée sur la découverte que la présence de magnésium clans la fonte qui, sans le magnésium, serait grise lors de la coulée, exerce une influence sur la forme sous laquelle le graphite est pré- sent et, ce<B>f</B> aisant, améliore les propriétés mécaniques de la fonte dans une mesure tout <B>à</B> fait surprenante.
Ce procédé est caractérisé en ce que l'on incorpore du magnésium<B>à</B> un bain de mé tal fondu apte<B>à</B> fournir une, fonte graphi- tique, et coule ce bain, la quantité de ma-ii,-- sium incorporée et les conditions de coulage étant t'elles que la pièce brute de coulée con tienne du magnésium et qu'une partie au moins du graphite présent, de préférence au moins<B>25 0/a,</B> s'y trouve sous la forme splié- r6ida.le.
Il est essentiel que le métal soit graphi- tique après coulée et, la composition doit être appropriée<B>à</B> cet, effet, compte tenu des cou- ditions de c.oulée, c'est-à-dire du type de moule et, de l'addition éventuelle d'un agent fortement graphitisant (dénommé clans la suite agent inoculant ) immédiatement avant la coulée. De plus, il ne suffit, pas d'ajouter simplement du magnésium au métal en fusion; il faut que du magnésium soit retenu dans; la fonte.
C'est un fait bien connu que le magnésium a une grande affinité pour l'oxygène dans le métal et aussi qu'il s'oxyde rapidement<B>à</B> la, surface de la fonte en tu- sion; en conséquence, il n'y a. pas de magné sium résiduel lorsque ce métal est simplement -utilisé pour produire la désoxydation. On sait aussi que le magnésium a une grande affi nité pour le soufre.
Le magnésium doit donc être ajouté en quantité suffisante et de ma nière telle qu'il en reste une quantité rési- duelle dans le métal après combinaison éven tuelle avec les éléments fortement réactifs<B>à</B> 15égard du macnési-Lim et la fonte doit être coulée assez rapidement pour que ce magné sium résiduel ne soit pas perdu par l'effet de réactions telles que l'oxydation.
Si une quantité suffisante de magnésium se trouve retenue, la fonte, après coulée, pos sède une microstructure dans laquelle une partie ou pratiquement. tout le graphite appa raît sous la forme sphérdidale , c'est-à-dire sous torme de particules arrondies, compactes, peu résistantes, de couleur grise, habituelle ment presque eirculaires, ou sous forme d'a,-- gl -, omérats ou de groupes de telles particules.
L'ne grande partie et éventeullement même tout ce graphite spb,ér(;idal , examiné conve- nableweiit ati microscope, présente J'apparence d'une strueture ravonnante. <B>Il</B> est bien en tendu donc que sous graphite s-phér6idal on n'eii,
ylobe ni les formes de graphite lamel. laire comprises dans la classification faite par la Aniericaii Society for Testing Materials et exposées dans le tableau de ses désigna tions standard<B>A.
S.</B> T. <B>A</B> 247-47, intitulê Recommended Practice for evaluating the microstructure of graphite in gray iron , ni <B>1</B> les formes de graphite trouvées dans de la fonte malléable a c#ur noir (blackheart)
et la fonte a c#ur blanc (whiteheart) <B>à</B> faible teneur eii soufre et décrites précédemment comme nodulaires.
De plus, bien que la fonte ait une com position telle que, si elle ne contenait pas de mac-gnésium, elle serait de la fonte grise, elle présente, après cassure, un aspect aciéré contrastant avec la cassure grise de la fonte grise ordinaire. Pour cette raison, dans la présente description, on l'appelle graphiti- que plutôt que ,grise , mais ce terme n'im plique pas nécessairement que les parficules soient formées de carbone pur présentant la dis position réticulaire caractéristique du graphite.
Les différences entre les diverses micro structures apparaissent clairement, sur le des sin annexé., sur lequel: Les fig. <B>1</B> et 2 sont des reproductions de microphotographies faites avec un grossisse ment de<B>25</B> diamètres et montrant, sur des sections polies de fonte, la forme sphérdidale obtenue, pour le earbone, grâce<B>à</B> la présence du magnésium, dans le métal tel qu'il vient d'être<B>coulé.</B>
La fig. <B>3</B> -est une reproduction d'une microphotographie faite avec un grossissement de<B>50</B> diamètres et montrant la structure après attaque de la fonte brute et contenant le carbone sous la forme sphéroïdale dans une matrice de perlite.
La fig. 4 est une reproduction d'une microphotographie analogue, mais faite avec, un grossissement de<B>250</B> diamètres, <B>1</B> La fig. <B>5</B> est une reproduction d'une micro photographie faite avec un grossissement de <B>1000</B> diamètres d'une particule unique ayant l'apparence d'une structure rayonnante.
Les fig. <B>6 à 10,</B> enfin, sont des reproduc tions de microphotographies faites avec un grossissement de<B>100</B> diamètres et montrant l'effet obtenu par augmentation progressive de la quantité de magnésium retenu.
Quand la microstructure est celle que montrent les fig. <B>1 à,</B> 4, c'est-à-dire lorsqu'elle est telle que la totalité ou presque la totalité du graphite est sous la forme sphérdidale (dont une particule isolée est représentée sur la fig. <B>5), les</B> propriétés<B>de</B> la fonte attei gnent sensiblement un maximum pour la com position particulière en question.
On n'obtient cette microstructure qu'en assurant la pré sence d'une quantité minimum de magnésium retenue, ainsi que cela apparaît clairement<B>à</B> l'examen des fic. <B>6 à 10</B> qui montrent les microstructures de fontes ne différant les unes des autres que par leur teneur en magnésium.
La fonte représentée sur la fig. <B>6</B> ne conte nait pas de magnésium; c'était une fonte grise dans laquelle le graphite était présent sous la forme lamellaire. La fonte représentée sur la fig. <B>7</B> contenait<B>0,03</B> % de magnésium. Bien qu'aucune partie, pratiquement, du graphite n'ait pris la forme sphérdidale, on voit que certaines des lamelles s'arrondissent<B>à</B> leurs extrémités et qu'elles sont en général moins allongées. La f onte représentée sur la fig. <B>8</B> contenait 0,04 11/o de magnésium.
On voit qu'un changement notable s'est produit dans la forme du graphite et qu'il<B>y</B> a quelques sphérdides en même temps que l'on observe une diminution notable des lamelles forte ment allongées.<B>Il</B> semble, en fait, qu'un changement critique se produise vers 0,04% de magnésium. La fonte représentée sur la fig. <B>9</B> contenait 0,051/o de magnésium: ici la forme sphérdidale du graphite domine. Enfin, la fonte représentée sur la fig. <B>10</B> contenait <B>0,09</B> 1/o <B>de</B> magnésium et le graphite est devenu en totalité sphérfflal.
Les fontes représentées sur les fig. <B>6 à 10</B> ont été soumises aux essais habituels pour déterminer leurs propriétés mécaniques, en particulier: la charge transversale nécessaire pour la rupture -d'un barreau; la flèche du barreau avant rupture; la charge de rupture <B>à</B> la traction; la résistance au -choc et l'in dice de dureté Brinell.
Les résultats compa ratifs obtenus sont donnés dans le tableau<B>1 :</B>
EMI0003.0025
Tableau <SEP> <B>1:</B>
<tb> Magnésium <SEP> Essai <SEP> de <SEP> flexion <SEP> Dureté
<tb> Figure <SEP> retenu <SEP> transversal <SEP> <B>C.</B> <SEP> R. <SEP> T. <SEP> Choc <SEP> Brinell
<tb> <B>%</B> <SEP> flèche <SEP> charge
<tb> <B>6</B> <SEP> néant <SEP> <B>5,08 <SEP> 907</B> <SEP> 12,24 <SEP> <B>3,80 <SEP> 118</B>
<tb> <B>7 <SEP> 0,03</B> <SEP> 4,92 <SEP> 1282 <SEP> 16,64 <SEP> <B>3,30 <SEP> 126</B>
<tb> <B>8</B> <SEP> 0,04 <SEP> <B>3,17</B> <SEP> 1934 <SEP> <B>30,77 <SEP> 207</B>
<tb> <B>9 <SEP> 0,05 <SEP> 7,62</B> <SEP> 4335 <SEP> <B>70,80 <SEP> 8,29 <SEP> 271</B>
<tb> <B>10 <SEP> 0,09 <SEP> 6,09</B> <SEP> 4552 <SEP> <B>75,98 <SEP> 13,
83 <SEP> 300</B>
<tb> Flèche <SEP> <B>=</B> <SEP> flèche <SEP> en <SEP> millimètres <SEP> dans <SEP> l'essai <SEP> de <SEP> flexion <SEP> transversal.
<tb> Charge <SEP> <B>=</B> <SEP> charge <SEP> en <SEP> kilogrammes <SEP> nécessaire <SEP> pour <SEP> la <SEP> rupture <SEP> de <SEP> l'éprouvette <SEP> transversale
<tb> par <SEP> flexion <SEP> statique.
<tb> <B>C.</B> <SEP> R. <SEP> T. <SEP> <B>=</B> <SEP> charge <SEP> de <SEP> rupture <SEP> <B>à</B> <SEP> la <SEP> traction <SEP> en <SEP> kilogrammes <SEP> par <SEP> millimètre <SEP> carré.
<tb> Choc <SEP> <B>=</B> <SEP> nombre <SEP> de <SEP> kilogrammètres <SEP> nécessaires <SEP> pour <SEP> rompre <SEP> l'éprouvette <SEP> d'essai <SEP> au
<tb> choc <SEP> non <SEP> entaillée.
On remarquera que les propriétés de la fonte exempte de magnésium (fig. <B>6)</B> sont mauvaises, ce qui est dÛ au fait que cette série de coulées a été faite en partant de gueuses de fonte sans aucune addition de ri- blons d'acier, mais le tableau montre claire ment les effets relatifs des différentes quan tités de magnésium retenu. On voit que les meilleures propriétés appa.- raissent lorsque tout le graphite est sphéroï dal.
Toutefois, l'augmentation en pour-eent de la charge de rupture produite par 0,041/o de magnésium, comme on le voit sur la fig. <B>8,</B> est <B>déjà</B> très remarquable. La teneur en magné sium, peut atteindre<B>0,5</B> 11/o, mais la quantité préférée est comprise entre<B>0,05</B> et 0,2 Olo. La quantité de magnésium retenu pour laquelle est produite la forme sphéroldale du graphite augmente en général légèrement avec la teneur en carbone, en silicium ou en ces deux corps et avec les dimensions de la section des pièces eoulées <B>à</B> produire.
C'est ainsi que, lorsqu'il s'agit de couler un bain en pièces de grande section, par exemple de<B>100</B> mm, la quantité de magnésium retenu doit être légèrement augmentée par comparaison avec celle choi sie pour une petite section, par exemple <B>25</B> mm.
Les quantités de magnésium retenu dont il est question sont les quantités de magnésium pouvant être décelées dans la pièce coulée finie par des procédés bien connus Ms que l'analyse chimique. Etant donné que ces quantités de magné sium sont très petites, des méthodes diffé rentes d#analyse peuvent fort, bien donner des résultats différents; il est par suite désirable de préciser que les valeurs données dans le présent mémoire ont été obtenues toutes par la méthode suivante: On dissout l'échantillon dans un. mélanl--e d'acide perchlorique et d'acide nitrique.<B>On</B> évapore jusqu'à production de Tumées, on di lue et on filtre.
On élimine le gros du fer du filtrat par électrolyse dans une cellule<B>à</B> ca thode de mercure, en laissant une quantité suffisante de fer pour qu'il se combine avec le phosphore présent. On rend ammoniacale la solution, on ajoute du persulfate d'ammo nium, on fait bouillir et on filtre.
On préci pite le magnésium dans le filtrat par le phos phate diammonique <B>à</B> la manière habituelle, on -filtre, on calcine et on pèse sous forme de Mg2p2o7. Si le métal fondu contient des éléments quelconques qui tendent<B>à</B> se combiner acti- -,ement avec le magnésium et, par suite,<B>à</B> le rendre inefficace, en particulier du soufre et de l'oxygène, il faut augmenter la quantité de magnésium introduite de la quantité néces saire pour l'élimination desdits éléments ou bien supprimer leur effet #d'une autre manière.
Le soufre est l'élément réagissant avec le magnésium qui a le plus de chance d'être pré sent en quantités gênantes.<B>Il</B> n'a été trouvé aucun autre élément commun,<B>à</B> l'exception du phosphore, dans les proportions habituelles que l'on rencontre dans la fonte, pouvant exercer un effet nuisible appréciable quelcon que pour contrarier l'action désirée du magné sium.
Lorsque le soufre est présent dans le bain de eoulée avant le traitement, il est né cessaire d'introduire dans ledit bain une quan- tit6 de magnésium suffisante non seulement pour donner la teneur désirée en magnésium retenu, mais aussi pour réagir avec le soufre et,<B>à</B> cet effet, on introduit de préférence une partie en poids de magnésium pour chaque partie en poids (le soufre<B>à</B> éliminer.
Si l'on opère de cette manière, la teneur en soufre se trouve généralement réduite<B>à</B> moins de 0,015 %. L'excès de magnésium sert alors <B>à</B> constituer la quantité requise de magnésium résiduel. Pour que la fonte soit graphitique, le mé tal en fusion doit, au moment de la coulée, posséder lui pouvoir graphitisant élevé. On peut lui communiquer cette propriété par un ajustement approprié de sa composition, de diverses manières bien connues dans la fabri cation de la fonte grise.
En raison, toutefois, de l'effet blanchissant du magnésium sur la fonte, il est en -général désirable d'inoculer le métal en fusion. Cette inoculation consiste en une addition tardive dîin agent graphitisant fort qui est habituellement un agent conte nant du silicium comme le ferro-silicium, le siliciure de calcium o-Li le siliciure de nickel, mais qui peut, par exemple, être l'aluminium.
<B>Il</B> est préférable d'introduire le magnésium dans le, bain, puis d'7 introduire séparément l'agent graphitisant, lequel est, de préférence., le silicium ajouté, par exemple, sous forme de ferro-silicium. La quantité de silicium ajoutée peut être comprise -entre<B>0,3</B> et<B>2,5</B> %, de pré férence entre 0,4 et 1,2 %. Si l'inoculation précède l'introduction du magnésium, elle peut ne pas donner les résultats désirés. On peut remédier<B>à</B> cela par une autre inocula tion pratiquée au même moment que Vintro- duction du magnésium ou, de préférence, après cette introduction.
Le bain en fusion contenant du magnésium et inoculé doit être coulé très rapidement après Finoculation, par exemple trois minutes après celle-ci, sinon l'effet de cette dernière opération tend<B>à</B> dis paraître. On peut alors effectuer une autre inoculation, avec une quantité plus petite de l'inoculant, par exemple:<B>0,1 à 0,15</B> Vo envi ron. En pareil cas, comme dans le cas d'une inoculation unique,<B>l</B>e bain traité par le magné sium et inoculé doit être coulé très peu de temps après la dernière inoculation, par exemple dans les trois minutes environ.
En réinoculant périodiquement le bain, tout en maintenant la quantité requise de magnésium retenu, on peut couler un bain important traité pendant un laps de temps considérable. L'inoculation, après adjonction de magné sium, n'est pas toujours nécessaire.
Par exemple, un bain contenant 41/o de carbone et 2 % de silicium<B>(y</B> compris<B>0,75</B> '/o de si] i- eium introduit pour l'inoculation immédiate ment avant Pintroduetiondu magnésium) n'a pas nécessité une inoculation ultérieure; toutefois, une telle inoculation d'une partie du bain a été avanta-euse et a amélioré les pro priétés de flexion de la pièce coulée.
Mais lin bain semblable inoculé contenant<B>3</B> 'Vo environ de carbone et<B>2,3</B> % environ de silicium (com prenant<B>0,75</B> % de silicium introduit pour l'inoculation immédiatement avant Vintroduc- tion du magnésium) s'est solidifié sous forme de fonte blanche, lors de la coulée, aprèsFin- troduction du magnésium sans inoculation additionnelle faite en même temps ou ulté rieurement.
Si une portion de ce bain est clé nouveau inoculée, après l'introduction, du magnésium, avec 0,2 '/o de silicium et est cou lée peu de temps après, la forme sphérdidale désirée du carbone est obtenue.
Pour certaines applications, il peut être désirable de produire une pièce coulée ayant une surface durcie par trempe dans laquelle le carbone est sous la forme combinée lors qu'on veut obtenir la résistance<B>à</B> l'usure ou une propriété analogue, tandis que le corps ou noyau contient des quantités notables de carbone non combiné sous la forme sphérdi- dale. On peut produire de telles pièces coulées en contrôlant les facteurs connus qui affec tent le degré ;de graphitisation se produisant dans les diverses parties des pièces coulées. Ainsi que cela est bien connu, les éléments les plus importants dans la détermination du pouvoir graphitisant d'un bain de coulée sont le carbone et le silicium.
Lors de la réalisation de la présente invention, la teneuren silicium est de préférence d'environ<B>0,8</B> 0/,o au moins et elle peut atteindre<B>5</B> ou même<B>6</B> %, bien que les occasions où d'aussi grandes quan tités de silicium doivent être utilisées soient rares, sauf si l'on désire obtenir les propriétés spéciales des fontes<B>à</B> haute teneur en sili cium. Cela est<B>dû</B> au fait que le carbone est plus efficace, quant au pouvoir graphitisant, et que le silicium en grandes quantités, pour une teneur donnée en carbone, a tendance<B>à</B> réduire les propriétés, en particulier la, téna cité, la. ductilité et la charge de rupture.
Le .silicium est un agent puissant de formation de ferrite; pour cette raison, il peut être dési rable d'utiliser ides teneurs élevées en silicium lorsqu'on désire obtenir, dans la pièce telle qu'elle vientd'être coulée, une matrice conte nant. 1-me forte proportion de ferrite. Après le traitement par le magnésium et après toute inoculation requise, le bain de coulée contient généralement 1% environ de silicium au moins et de préférence de<B>135 à 3</B> Vo environ de silicium. La teneur en carbone peut varier entre<B>1,7</B> et<B>5</B> ')/o, mais est de préférence com prise entre 2 et 4,5 %.
Un type particulière ment satisfaisant de composition posséda-nt, un pouvoir graphitisant suffisant pour em- pêcher, dans les condition.% les pl-Lis habituelles de la pratique de la fonderie, la formation massive de carbures ou la production de trempes accidentelles dans des sections de <B>9,52</B> mm d'épaisseur ou davantage, est défini par les limites de<B>2,5 à</B> 4,5 Vo polir le carbone et de<B>1,0 à</B> 4 % polir le silicium, le rapport entre la teneur en silicium et la teneur en carbone étant tel que:
EMI0006.0003
soit supérieur<B>à 1,0.</B>
En -énéral. tout le carbone n'est pas pré sent sous forme de sphéroïdes tendres de cou leur grise parce qu'une certaine partie du car bone, sous forme de carbone combiné, est ha-el-,l*- tuellement retenue dans la structure de la ma trice.
Dans la plupart des cas, les pièces cou- lé,es produites conformément<B>à</B> l'invention ont une teneur en carbone combiné qui n'est pas .supérieure<B>à</B> la moitié de la teneur totale en ##arbone. La transformation dune partie du carbone sous la forme très comDacte s phérique ou sensiblement sphéroïdaie <B>à</B> l'état coulé -est accompagnée de l'arrondissement des lamelles.
La fonte telle qu'elle vient d'être -coulée peut être exempte d'éléments d'alliage ou peut contenir des quantités notables de tels éléments. C'est ainsi que la fonte peut conte nir des éléments d'alliage tels que le nickel, le molybdène, le chrome, le manganèse et l'aluminium.
Les propriétés blanchissantes ou de stabilisation des carbures de certains<B>élé-</B> ments d'allia-e doivent être prises enconsidé- ration pour l'obtention d'un métal en fusion possédant un pouvoir graphitisant suffisant, lorsqu'il est coulé, pour qu'il se forme une quantité notable<B>de</B> carbone graphitique pen dant le refroidissement<B>à</B> pal-tir des tempéra- turcs de coulée. Pour cette raison, la teneur en chrome lie dépassera pas normalement<B>1</B> '/o et, de préférence,<B>0,6</B> %.
Toutefois, la quantité de chrome pou-vant être tolérée dépend de la, composition du métal en fusion dans son en semble et la quantité maximum de chrome est celle qui donne -Lui métal en fusion possé dant le pouvoir graphitisant requis au mo ment de la coulée.
Le manganèse, qui est un blanchissant ou un stabilisateur de carbures plus doux, peut être toléré en quantités plus grandes allant, par exemple, jusqu'à<B>2,5</B> Ilio. De plus grandes quantités de manganèse peu vent être présentes lorsque l'alliage a une composition, ou matrice, austénitique. En<B>gé-</B> néral, le manganèse tend<B>à</B> affaiblir certaines propriétés mécaniques, en particulier dans les alliages, tels que coulés, dans lesquels le fer est sous la forme alpha; pour cette raison, il est préférable que la teneur en manganèse lie dépasse pas<B>1</B> /o.
L'aluminium diminue la stabilité des carbures et agit comme graphiti- sant. Le cuivre lie doit pas être utilisé en quantités dépassant 301o ou même 21/o sans que l'on ait tout d'abord déterminé son effet sur les caractéristiques et propriétés générales de la fonte. Certains éléments d'al#liage tels que le nickel peuvent augmenter la tolérance polir le cuivre. On a observé que certains autres éléments ne se trouvant pas habituelle ment dans la fonte doivent être évités ou qu'ils ne doivent être présents que sous forme de traces, ou de très petites quantités, parce qu'ils gênent la production de la forme sphé- roidale du carbone.
Ces éléments nuisibles sont l'étain, le plomb, l'antimoine, le bismuth, l'arsenic, le sélénium -et<B>le</B> tellure. On a colis- taté que l'étain est particulièrement nuisible et la teneur en étain doit être maintenue aussi basse que possible et, en tout cas, infé rieure<B>à 0J</B> %. Le phosphore ne gêne pas la formation du carbone sphéroïdal et la teneur en phosphore peut atteindre 0,5% ou une valeur plus élevée;
toutefois, si l'on désire de très bonnes propriétés, en partieulier celles relatives au choc et<B>à</B> la ductilité, la teneur en phosphore ne doit pas dépasser 0,06% et être, par exemple, comprise entre 0,02 et 0,06%.
L'effet du phosphore sur les propriétés<B>à</B> i la traction,<B>y</B> compris la limite élastique (L. <B>E.)</B> mesurée en kg/mm2 et la dureté des produits obtenus conformément<B>à</B> lInvention, est indiqué dans le tableau suivant.
EMI0007.0001
Tableau <SEP> 2:
<tb> Composition; <SEP> <B>C <SEP> 3,5</B> <SEP> %; <SEP> Si <SEP> 2,4 <SEP> 11/o; <SEP> <B>Mg</B> <SEP> de <SEP> <B>0,05 <SEP> à</B>
<tb> <B>0,08</B> <SEP> %; <SEP> Mn <SEP> <B>0,8</B> <SEP> 1/o#; <SEP> Ni <SEP> <B>1,9 <SEP> 1/0.</B>
<tb> Dureté
<tb> <B>P <SEP> %</B> <SEP> L. <SEP> <B>E. <SEP> C.</B> <SEP> R. <SEP> T. <SEP> Allongement <SEP> Vickers
<tb> <B>0,015</B> <SEP> 46,94 <SEP> <B>70,02 <SEP> 5,0 <SEP> 258</B>
<tb> <B>0,052 <SEP> 57,46 <SEP> 69,08 <SEP> 1,5 <SEP> 278</B>
<tb> <B>0,089 <SEP> 52,59 <SEP> 63,11 <SEP> 1,5</B> <SEP> 264
<tb> 0,20 <SEP> <B>d. <SEP> 58,56 <SEP> - <SEP> 307</B>
<tb> 0,43 <SEP> <B>d.</B> <SEP> 48,20 <SEP> <B>- <SEP> 269</B>
<tb> <B>0,67 <SEP> d.</B> <SEP> 47,41 <SEP> <B>0 <SEP> 312</B>
<tb> n. <SEP> <B>d. <SEP> =</B> <SEP> non <SEP> déterminée;
<SEP> l'échantillon <SEP> s'est <SEP> rompu
<tb> avant <SEP> que <SEP> l'on <SEP> ait <SEP> atteint <SEP> une <SEP> déformation
<tb> de <SEP> 0,21/o. La teneur en fer des fontes spéciales ou non spéciales sera d'au moins 87% de la composition totale. Dans le cas des composi tions contenant de plus fortes proportions d'éléments d'al-liage, ayant habituellement une matrice austénitique, la teneur en fer peut être inférieure<B>à</B> 87%. Il est essentiel, si lon veut obtenir les meilleurs résultats, de tenir compte de ce qui a été dit auparavant a-Li sujet des éléments d'alliage et d'éviter aussi complètement que possible la présence<B>d'élé-</B> ments nuisibles.
On peut introduire le magnésium de nom breuses manières. La quantité de magnésium <B>à</B> ajouter au bain dépend de la quantité<B>de</B> magnésium que l'on désire retenir, de la quantité additionnelle de magnésium requise pour combattre la présence des éléments nui sibles tels que le soufre, de la quantité de magnésium perdue par le retard<B>à</B> la coulée du bain après introduction du magnésium et de la proportion de magnésium dans l'agent d'addition de magnésium, perdu lors de l'in troduction du magnésium dans le bain.
On croit généralement que le magnésium ne s'allie pas au fer et, en fait, lorsqu'on essaie d'introduire du magnésium métallique sous la forme élémentaire dans la fonte en fusion<B>à</B> la température ordinaire élevée nécessaire pour une coulée satisfaisante, il se produit une réaction d'une telle violence explosive que la fonte en fusion peut se trouver souf flée hors du récipient.
On peut ajouter le magnésium métallique avec les précautions voulues sous la forme élémentaire solide di rectement -dans le bain lorsque ce dernier est <B>à</B> une température de peu supérieure<B>à</B> la température du liquidus de la composition en fusion, par exemple<B>à</B> -une température d'en viron 12351, <B>C.</B> La température doit être assez élevée seulement pour que le bain soit en fu sion complète, tout en étant visqueux. Une telle addition de magnésium élémentaire s'ac compagne en général de la combustion du magnésium<B>à</B> la surface du bain avec produc tion d'un éclair brillant, dégagement de grandes quantités de fumées d'oxyde de magnésium et perte de la plus grande partie du magnésium ajouté.
Toutefois, une quantité suffisante de magnésium se trouve, retenue si l'on ajoute une quantité assez grande de ce corps. Lorsqu'on applique ce procédé, il est préférable d'élever rapidement la température du bain, après l'introduction du magnésium, <B>à</B> 137011 C ou<B>à</B> une température plus élevée, puis d'inoculer le bain et de couler rapide ment. On peut aussi ajouter le magnésium sous forme de briquettes avec des diluants et autres produits analogues pour réduire la combustion du magnésium, pour permettre<B>à</B> celui-ci de se trouver incorporé de manière plus paisible dans le bain et pour qu'une plus grande quantité s'y trouve retenue.
Bien que l'on puisse utiliser les procédés rappelés ci-dessus, un procédé commode con siste<B>à</B> ajouter le magnésium sous forme d'al liage métallique contenant de 2<B>à</B> 40 11/o envi ron de magnésium. Des alliages convenables comprennent ceux que l'on désigne parfois sous le nom de ecomposés intermétalliques , par exemple MgNi2, ou des mélanges d'un composé intermétallique avec un métal ou avec un autre composé intermétallique,
par exemple MgNi2 <B>+</B> Ni ou MgNi2 <B>+</B> Mg2Ni. On a constaté qu'il était désirable d'introduire le magnésium sous forme d'alliage avec un ou plusieurs métaux solubles dans le fer ù; l'état fondu. Dans la mise en pratique de l'inven tion, le nickel, le cuivre et/ou le silicium sont les métaux préférés avec lesquels est allié le magnésium pour former l'agent d'addition, L'utilité du cuivre est quelque peu limitée par le fait qu'il est désirable de maintenir la teneur en cuivre du produit final<B>à</B> -une va leur relativement basse.
De même, l'effet nui sible d'une teneur élevée en silicium sur les propriétés mécaniques du produit final limite Futilité des alliages d'addition<B>à</B> haute teneur en silicium. Des résultats très satisfaisants peuvent être obtenus avec des alliages binaires et avec des alliages plus complexes de nickel et de magnésium. De préférence, on introduit le magnésium dans le bain sous forme dun alliage ayant une densité approchant de celle du bain en fusion, ou la dépassant, car il a été constaté que plus est élevée la densité, pl-Lis grande est la proportion de magnésium retenti dans le métal pour des conditions données.
Des alliages qui donnent des résultats satisfaisants sont les alliages nickel-magnésium contenant de 4% environ<B>à</B> 20% environ de magnésium. On a constaté que lorsque les alliages nickel- magnésium contiennent aussi dit carbone, par exemple jusqu'à la quantité maximum que les alliages admettent, les caractéristiques d'ad dition des alliages, en particulier de ceux contenant de<B>10 à</B> 15% de magnésium, sont améliorées.
De plus, en préparant d'abord un alliage nickel-carbone fond-Li et, en<B>y</B> introdiii- sant ensuite du magnésium, la fabrication d'un alliage d'addition nickel-magnésium est facilitée. Les alliages nickel-magnésium-car- bone contenant de<B>10 à</B> 15% de magnésium et contenant du carbone entre les limites de <B>1 à</B> 4% sont très satisfaisants.
En général, plus est élevée la concentra tion en magnésium dans l'agent d'addition, plus est faible la proportion de magnésium effectivement introduit dans le bain. C'est ainsi que, par exemple, lorsque le magnésium est ajouté<B>à</B> la surface du bain sous la forme d'un alliage contenant 51/o de magnésium et 951)/o de nickel, une proportion de 901/o envi ron du magnésium de l'alliage d'addition s'est trouvée retenue dans le bain, tandis que si le magnésium est ajouté sous la forme d'un alliage contenant, 20% de magnésium et 80% de nickel,
c'est seulement 25% environ dit magnésium<B>de</B> l'alliage d'addition qui se trouve retenti dans le bain. Plus est basse la température du bain au moment de Fintro- duction du magnésium, que celui-ei soit sous forme d%lliage ou sous une autre forme, plus est élevée la proportion de magnésium retenu.
On peut augmenter la proportion de magné sium retena en soufflant un alliage pulvérisé eontenant du macynésiuni au mo kl yen d'un tube ou autre dispositif analogue dans le bain en fusion sous sa surface,<B>à</B> l'aide d'un gaz non oxydant par rapport au magnésium ou bien en plongeant un alliage contenant du magné sium sous la surface du bain.
Du point de vue de la facilité d'introduction du magnésium, l'alliage 96% de niekel-4% de magnésium est très satisfaisant parce qu'il tend<B>à</B> plonger dans le bain en fusion, ce qui fait qu'il ne se produit sensiblement aucune combustion du magnésium. Lorsque la concentration en magnésium des alliages nickel-magnésium est augmentée, la combustion et la perte de magnésium se trouvent également augmentées parce que les alliages flottent sur le bain, de viennent progressivement moins denses et sont moins immergés dans le bain.
Des alliages satisfaisants et raisonnablement peu coûteux pour l'introduction du magnésium dans le bain sont: 11, Un alliage contenant<B>10</B> 11/o de magné sium et<B>90</B> 1/o de nickel.
20 Des alliages contenant de 12<B>à 15</B> 1/o de magnésium, de<B>1 à</B> 4%, de préférence<B>1,3 à</B> i <B>2,5</B> % de carbone, le complément étant essen tiellement du nickel.
Les alliages nickel-magnésium peuvent contenir aussi d'autres éléments eomme le sili- eium, le manganèse, le cuivre et le fer, mais i on a observé que, en général, la proportion de magnésium retenue dans le bain<B>à</B> partir de l'alliage dMdition croît lorsque la teneur en nickel de l'alliage d'addition croît elle- même. Par exemple, le remplacement d'une<B>5</B> partie dit nickel par du fer diminue habi tuellement la proportion de magnésium que l'on retrouve comme magnésium retenu.
Pour les applications générales, on désire habituellement une matrice perlitique formée<B>ç</B> soit de perlite, soit, en partie de perlite conune dans une matrice perlite-ferrite; <B>à</B> cet effet, la fonte peut contenir les quantités des éléments indiquées dans le tableau<B>3.</B> <I>Tableau<B>3:
</B></I> Elément Limites Carbone 2,8<B>à 3,8</B> 1/o Silicium<B>1,5 à 2,7</B> % Magnésiuni <B>0,06 à</B> 0,151/o Nickel<B>. . . 0,5 à 3</B> % Manganèse 0,1 <B>à 10/6</B> La fonte peut contenir aussi du chrome, par exemple jusqu'à 0,5%. Le complément sera presque entièrement du fer, sauf pour ce (lui est des petites quantités accidentelles d'impuretés. Bien entendu, il faut, tenir compte de la section moyenne de la pièce cou lée.
En général, pl-Lis sont grandes les dimen sions de la section moyenne, plus doit être élevée la teneur en magnésium et plus doit être faible la teneur en carbone. Des compo sitions convenables pour deux limites de di mensions de section sont données par le ta bleau 4.
EMI0009.0016
Tableau <SEP> <I>4:</I>
<tb> Dimension <SEP> de <SEP> la <SEP> <B>c</B> <SEP> si <SEP> <B><I>mg <SEP> % <SEP> N</I> <SEP> 1</B>
<tb> section
<tb> 6,34 <SEP> <B>à <SEP> 38</B> <SEP> mm <SEP> <B>3,2-3,6 <SEP> 1,8-2,5 <SEP> 0,06-0,10 <SEP> 1-3</B>
<tb> <B>50 <SEP> à <SEP> 100</B> <SEP> mm <SEP> <B>3,0-3,2 <SEP> 1,8-2,5 <SEP> 0,08-0,12 <SEP> 1-3</B> Les propriétés des fontes de ce genre, iden tiques sauf pour ce qui est de la quantité de magnésium retenu, sont indiquées dans le ta bleau<B>5.</B> Toutes les fontes ont été inoculées par une addition, faite dans la poche, de 0,
5% de silicium sous forme de ferro-silicium. Les fontes contenant du magnésium ont été inoculées peu de temps après l'addition de magnésium.
EMI0009.0024
<I>Tableau <SEP> <B>5:</B></I>
<tb> Composition: <SEP> <B>C</B> <SEP> 3,6%-, <SEP> Si <SEP> 2,3%; <SEP> Ni <SEP> 2%; <SEP> _Mn <SEP> 0,7%; <SEP> P <SEP> 0,03%.
<tb> Essai <SEP> de <SEP> flexion
<tb> Fonte <SEP> <B>No <SEP> <I>mg <SEP> %</I></B> <SEP> transversal <SEP> <B>C.</B> <SEP> R. <SEP> T.
<SEP> Dureté <SEP> Brinell <SEP> Choc
<tb> flèche <SEP> charge
<tb> <B>1</B> <SEP> néant <SEP> 4y3l <SEP> <B>987</B> <SEP> 12,9 <SEP> <B>158 <SEP> 2,79</B>
<tb> 2 <SEP> 0,02 <SEP> 4,29 <SEP> <B>1178 <SEP> 15,58 <SEP> 165 <SEP> 2,9</B>
<tb> <B>3 <SEP> 0,039</B> <SEP> 4,57 <SEP> <B>2052</B> <SEP> 29,43 <SEP> <B>228 <SEP> 5,25</B>
<tb> 4 <SEP> <B>0,067 <SEP> 6,09</B> <SEP> 4068 <SEP> <B>78,7 <SEP> 290 <SEP> 11,61</B>
<tb> <B>5 <SEP> 0,096 <SEP> 6,29</B> <SEP> 4095 <SEP> <B>71,61 <SEP> 302 <SEP> 7,47</B> L'importance d'une inoculation après intro duction de la quantité requise de magnésium est indiquée par l'omission du traitement d'inoculation dans une portion<B>du</B> bain en fusion contenant du magnésium employé pour produire la fonte No 4.
Tandis que la fonte No 4 inoculée a la cassure aciérée type et con tient le carbone sous la forme sphérdidale caractéristique de l'invention, la même fonte contenant du magnésium, mais non inoculée, est dure et a une cassure blanche telle que celle de la fonte blanche.
Les compositions d'un certain nombre de fontes graphitiques sans éléments d'addition et, avec une faible quantité desdits éléments sont données dans le tableau<B>6,</B> leurs proprié tés étant indiquées dans le tableau<B>7.</B>
EMI0010.0001
<I>Tableau <SEP> <B>6:</B></I>
<tb> Alliage <SEP> <B>C%</B> <SEP> si <SEP> <B>%</B> <SEP> Ni <SEP> <B>% <SEP> <I>mg <SEP> %</I></B> <SEP> <U>Mn <SEP> <B>%</B></U> <SEP> Autres
<tb> <B>No</B> <SEP> éléments <SEP> <B>%</B>
<tb> <B>6 <SEP> 3,2 <SEP> 3,7 <SEP> 0,085</B> <SEP> 2,2
<tb> <B>7 <SEP> 2,6 <SEP> 2,3 <SEP> l'q <SEP> 0,072 <SEP> O'q</B>
<tb> <B>8 <SEP> 2,,q <SEP> 3,1 <SEP> 1,7 <SEP> 0,069 <SEP> 0,8</B>
<tb> <B>9 <SEP> 3,1.
<SEP> 2,29 <SEP> I'q <SEP> 0,083 <SEP> O's</B>
<tb> <B>10 <SEP> 3,2</B> <SEP> 4,5 <SEP> <B>l'q <SEP> 0,063 <SEP> 0,8</B>
<tb> <B>il</B> <SEP> 3,4 <SEP> 2,0 <SEP> <B>1,9 <SEP> 0,058 <SEP> 0,8</B>
<tb> 12 <SEP> 3,4 <SEP> <B>92,3 <SEP> l'q <SEP> 0,068 <SEP> O's</B>
<tb> <B>13 <SEP> 3,7 <SEP> l'q <SEP> 1,9 <SEP> 0,075 <SEP> 0,8</B>
<tb> 14 <SEP> <B>3,6 <SEP> 2,3 <SEP> 3,6</B> <SEP> 0,084 <SEP> <B>0,73</B>
<tb> <B>15 <SEP> 3,6 <SEP> 2,3 <SEP> 3,6 <SEP> 0,10 <SEP> 0,17</B>
<tb> <B>16 <SEP> 3,6</B> <SEP> 2,1. <SEP> 4,7 <SEP> <B>0,053 <SEP> O'S</B>
<tb> <B>17 <SEP> 3,2</B> <SEP> 2,2 <SEP> <B>- <SEP> 0,069</B> <SEP> 1,41 <SEP> Cu <SEP> <B>0,96</B>
<tb> <B>18 <SEP> 3,3</B> <SEP> 2, <SEP> ini <SEP> <B>-</B> <SEP> 0,074 <SEP> 2'l.
<SEP> <B>Cil <SEP> 1,88</B>
<tb> <B>19 <SEP> 3,5</B> <SEP> 2,1 <SEP> <B>1,5</B> <SEP> 0,054 <SEP> <B>0.1</B> <SEP> Mo <SEP> <B>0,66</B>
<tb> 20 <SEP> <B>3,6 <SEP> 1,9 <SEP> 1,5 <SEP> 0,059 <SEP> 0'l</B> <SEP> Cr <SEP> <B>0,36</B>
EMI0010.0002
Tableau <SEP> <B>7:</B>
<tb> Essai <SEP> de <SEP> flexion <SEP> Dureté
<tb> <B><I>No</I></B> <SEP> L. <SEP> <B>E. <SEP> <I>C.</I></B><I> <SEP> F.</I> <SEP> T.
<SEP> Allon.-enient <SEP> Choc <SEP> transversal <SEP> Brinell
<tb> flèche <SEP> charge
<tb> <B>6 <SEP> 51.,15</B> <SEP> 5,52 <SEP> <B>2,87 <SEP> 2631 <SEP> 321</B>
<tb> <B>7 <SEP> 54,77</B> <SEP> 62,64 <SEP> <B>0,8 <SEP> 296</B>
<tb> <B>8 <SEP> 68,62 <SEP> 8'99 <SEP> 3,96</B> <SEP> 3542 <SEP> <B>275</B>
<tb> <B>9</B> <SEP> 49,89 <SEP> <B>70,51 <SEP> 1,8 <SEP> <U>6,85</U></B> <SEP> 4525 <SEP> <B>298</B>
<tb> <B>lo</B> <SEP> 49,26 <SEP> <B>.53,51 <SEP> 0,5 <SEP> 2,72 <SEP> 3,22 <SEP> 1687 <SEP> 283</B>
<tb> <B>1.1</B> <SEP> 43,91 <SEP> <B>70,20 <SEP> 5</B> <SEP> 1.4,52 <SEP> <B>8,50</B> <SEP> 4326 <SEP> <B>238</B>
<tb> 12 <SEP> 45,64 <SEP> 59,49 <SEP> 2 <SEP> <B>7,60</B> <SEP> 5,84 <SEP> 4018 <SEP> 247
<tb> <B>1.3 <SEP> 84,68 <SEP> 16,59</B> <SEP> ##,23 <SEP> 4280 <SEP> <B>273</B>
<tb> 14 <SEP> 74,45 <SEP> <B>90,03 <SEP> 1,5 <SEP> 3,32</B> <SEP> 4,
09 <SEP> 4135 <SEP> 340
<tb> <B>15 <SEP> 63,90 <SEP> 85,31</B> <SEP> 14,41 <SEP> <B>5,97</B> <SEP> 4732 <SEP> <B>308</B>
<tb> <B>16 <SEP> 56,1.9 <SEP> 79,48 <SEP> 8,99</B> <SEP> 4,24 <SEP> <B>3139 <SEP> -177</B>
<tb> <B>17 <SEP> 67,36 <SEP> 15,17 <SEP> 5,23</B> <SEP> 4022 <SEP> <B>298</B>
<tb> <B>18</B> <SEP> 64,69 <SEP> 4,70 <SEP> 4,52 <SEP> 4090 <SEP> <B>317</B>
<tb> <B>19 <SEP> 83,89 <SEP> 16,59 <SEP> 7,97</B> <SEP> 4674 <SEP> <B>298</B>
<tb> 20 <SEP> <B>821,1.6</B> <SEP> 11,34 <SEP> <B>8,76</B> <SEP> 4240 <SEP> <B>282</B> Des valeurs comparables obtenues avec deux fontes<B>à</B> teneur en nickel élevée et ayant des matrices austénitiques, dont l'une conte- nait 2,
81/o de carbone, 1,6% de silicium, 20,2% de nickel, 0,8% de manganèse et, 0,17% de magnésium, Fautre contenant 2,9% de carbone, 1,
7% de silicium, 0,8% de mari- ga <B>-</B> nèse et 201/o de nickel sans magnésium sont données dans le tableau<B>8.</B>
EMI0011.0001
Tableau <SEP> <B><I>8:
</I></B>
<tb> Essai <SEP> de <SEP> flexion
<tb> Teneur <SEP> en <SEP> <B>C.</B> <SEP> F. <SEP> T. <SEP> transversal <SEP> Choc <SEP> Dureté <SEP> Brinell
<tb> magnésium <SEP> flèche <SEP> charge
<tb> <B>0 <SEP> 11,17 <SEP> 31,75 <SEP> 1118</B> <SEP> 2 <SEP> coups <SEP> <B>95</B>
<tb> <B>0,17</B> <SEP> 45,64 <SEP> 54,61- <SEP> <B>3171</B> <SEP> non <SEP> cassé <SEP> après <SEP> <B>155</B>
<tb> <B>10 <SEP> coups</B> Des fontes dont le carbone est pratique ment en totalité sous la forme sphéroidale sont caractérisées par -une excellente résistance aux effets nuisibles combinés de la chaleur et de l'oxydation, par exemple la résistance au gon flement.
Ceci est illustré par des essais exécu- tés sur quatre coulées contenant 3,5% de car- bone, 2,5% de silicium, 1,511/o de nickel et <B>0,8</B> % de manganèse.
Deux des produits (fontes Nol, 21 et 22) étaient exempts de magnésium, tandis que les deux autres, (fontes TNGII <B>23</B> et 24) contenaient<B>0,063</B> % de magnésium retenu. Tous ont été inoculés peu de temps avant la coulée. Des pièces faites<B>à</B> partir de chacune des quatre coulées ont été soumises<B>à</B> un essai d'oxydation de<B>100</B> cycles, chaque cycle con sistant<B>à</B> chauffer la pièce dans l'air<B>à 8700 C</B> pendant une demi-heure environ,<B>à</B> maintenir la pièce pendant une heure environ<B>à 8700 C</B> dans l'air et enfin<B>à</B> refroidir<B>à</B> l'air pendant une heure environ.
Les résultats obtenus par ces essais sont don-nés dans le tableau<B>9.</B>
EMI0011.0024
Tableau <SEP> <B><I>9:</I></B>
<tb> Longueur <SEP> Pourcentage <SEP> de <SEP> gonfle Fonte <SEP> <B>No <SEP> <I>mg <SEP> %</I></B> <SEP> primitive <SEP> finale <SEP> ment <SEP> en <SEP> longueur
<tb> 21 <SEP> néant <SEP> <B>79,5 <SEP> 88,46 <SEP> 11,30</B>
<tb> 22 <SEP> néant <SEP> <B>79,75 <SEP> 90,19 <SEP> 13,05</B>
<tb> <B>23 <SEP> 0,063 <SEP> 79,29 <SEP> 80,91</B> <SEP> 2,01
<tb> 24 <SEP> <B>0,063 <SEP> 79,60 <SEP> 81,03</B> <SEP> 2,04 On peut exalter certaines propriétés parti culières des pièces produites conformément<B>à</B> l'invention, en les soumettant<B>à</B> des traite ments thermiques normaux.
Pour illustrer de quelle manière ces propriétés peuvent être modifiées, les tableaux<B>10</B> et<B>11</B> donnés ci- après indiquent trois traitements thermiques et leur influence sur les propriétés de trac tion et de dureté de la fonte de trois pièces formées conformément<B>à</B> l'invention.
EMI0011.0027
<I>Tableau <SEP> <B>10:</B></I>
<tb> Traitement <SEP> Traitement
<tb> <B><I>No</I></B>
<tb> <B>1</B> <SEP> Telle <SEP> que <SEP> coulée.
<tb> <B><U>9</U></B> <SEP> Trempée <SEP> <B>à</B> <SEP> partir <SEP> de <SEP> 8450 <SEP> <B>C</B> <SEP> dans <SEP> un
<tb> bain <SEP> de <SEP> sel <SEP> <B>à</B> <SEP> 4250 <SEP> <B>C</B> <SEP> et <SEP> maintenue <SEP> <B>à</B>
<tb> cette <SEP> dernière <SEP> température <SEP> pendant
<tb> <B>5</B> <SEP> heures.
<tb> <B>3</B> <SEP> Trempée <SEP> dans <SEP> l'huile <SEP> <B>à</B> <SEP> partir <SEP> de
<tb> 8450 <SEP> <B>C</B> <SEP> et <SEP> revenue <SEP> <B>à <SEP> 5950 <SEP> C</B> <SEP> pendant
<tb> <B>5</B> <SEP> heures.
<tb> 4 <SEP> Normalisée <SEP> <B>à</B> <SEP> partir <SEP> de <SEP> 8450 <SEP> <B>C</B> <SEP> et
<tb> revenue <SEP> <B>à <SEP> 5950 <SEP> C</B> <SEP> pendant <SEP> <B>5</B>
<SEP> heures.
EMI0012.0001
Tableau <SEP> <B>il:</B>
<tb> Traite- <SEP> Fonte <SEP> L. <SEP> <B>E.</B> <SEP> Dureté
<tb> inent <SEP> <B>C.</B> <SEP> F. <SEP> T.
<tb> <B>No <SEP> No <SEP> kg/MM2</B> <SEP> Vickers
<tb> <B>1 <SEP> 7 <SEP> 54,77</B> <SEP> 62,64 <SEP> <B>296</B>
<tb> <B>1 <SEP> 9</B> <SEP> 49,89 <SEP> <B>70,51 <SEP> 298</B>
<tb> <B>1</B> <SEP> 12 <SEP> 45,64 <SEP> 59,49 <SEP> 247
<tb> 2 <SEP> <B>7</B> <SEP> 72,40 <SEP> <B>83,62</B> <SEP> 344
<tb> 2 <SEP> <B>9 <SEP> 76,85</B> <SEP> 89,40 <SEP> <B>328</B>
<tb> 2 <SEP> 12 <SEP> <B>69,25 <SEP> 75,07 <SEP> 316</B>
<tb> <B>3 <SEP> 7 <SEP> 67,68</B> <SEP> 71,14 <SEP> 280
<tb> <B>3 <SEP> 9</B> <SEP> 64,69 <SEP> <B>68,46</B> <SEP> 264
<tb> <B>3</B> <SEP> 12 <SEP> <B>57,92</B> <SEP> 60,44 <SEP> 246
<tb> 4 <SEP> <B>7</B> <SEP> 51,94 <SEP> <B>78,22 <SEP> 299</B>
<tb> 4 <SEP> <B>9</B> <SEP> 55,
24 <SEP> <B>79,64 <SEP> 285</B>
<tb> 4 <SEP> 12 <SEP> 49,26 <SEP> 64,84 <SEP> <B>272</B>
Process for obtaining a graphitic cast iron part and part obtained by this process. We know that cast iron is present, after casting, in the form of gray cast iron, white cast iron or truit iron and that the white cast iron can be treated by heating to release the combined carbon and make the cast iron malleable. The characteristic of <U> gray </U> cast iron is that most of the unibinated carbon is present as graphite. If polished sections of gray iron are examined under a microscope, graphite normally appears as elongated, sometimes twisted, filaments.
Some believe that the actual shape is that of a thin particle similar to <B> </B> a curved scale, if seen in three dimensions. This graphite is commonly referred to as flake graphite and its shape is called lamellae.
The advantages of gray cast iron are well known. These include its low price, the ease with which it can be melted and poured, and its general mechanical properties. However, it is recognized that common grades of gray iron lack toughness. This is <B> due </B> primarily to the fact that the physical form, dimensions and distribution of the graphite lamellae in gray cast iron weaken and make it fragile to a great extent - largely out of proportion to the relative volume occupied by the graphite lamellae, probably because each graphite lamella has a shape such that its surface area is very large compared to <B> to </B> its volume, so that for a given volume of graphite,
the slender shape introduces a large number of solutions of continuity and cracks producing a weakening of the structure of the gray cast iron.
It is known that graphite can be in other forms, for example in malleable iron in which it is produced by prolonged hot treatment of a cast iron which was initially a white iron. In particular in the. malleable iron <B> with </B> black core (blackheart), graphite is found in the form of irregular agglomerates or groups of particles; these agglomerates were called <B> c </B> generally nodules and the so-called nodular graphite form.
Very similar agglomerates or nodules are found in low sulfur <B> whiteheart </B> cast iron. In some poorly fluffy <B> with </B> white core high sulfur cast irons, on the other hand, some of the graphite is found in the form of substantially spherdidal particles. These particles usually exhibit the appearance of a well-defined radiating structure when properly examined under a microscope.
The present invention, which relates <B> to </B> a process for obtaining a particular piece of <B> of </B> graphitic cast iron, is based on the discovery that the presence of magnesium in the cast iron which, without the magnesium, would be gray during casting, exerts an influence on the form in which the graphite is present and, thus <B> f </B>, improves the mechanical properties of the iron to an extent everything <B> to </B> surprisingly.
This process is characterized in that one incorporates magnesium <B> in </B> a molten metal bath suitable <B> to </B> provide a graphitical melting, and this bath is cast, the quantity of ma-ii, - sium incorporated and the casting conditions being such that the as-cast part contains magnesium and that at least part of the graphite present, preferably at least <B> 25 0 / a, </B> is found there in the form splié- r6ida.le.
It is essential that the metal is graphical after casting and the composition must be appropriate <B> for </B> this effect, taking into account the flow conditions, i.e. type of mold and the possible addition of a strongly graphitizing agent (hereinafter referred to as inoculating agent) immediately before casting. Moreover, it is not enough, simply to add magnesium to the molten metal; magnesium must be retained in; cast iron.
It is a well-known fact that magnesium has a great affinity for oxygen in metal and also rapidly oxidizes <B> at </B> the surface of the hot iron; as a result, there is. no residual magnesium when this metal is simply used to produce deoxidation. It is also known that magnesium has a great affinity for sulfur.
The magnesium must therefore be added in a sufficient quantity and in such a way that a residual quantity remains in the metal after possible combination with the elements strongly reactive <B> to </B> 15 with regard to macnesi-Lim and the cast iron must be poured quickly enough so that this residual magnesium is not lost through the effect of reactions such as oxidation.
If a sufficient quantity of magnesium is retained, the cast iron, after casting, has a microstructure in which part or practically. all the graphite appears in the spherdidal form, that is to say in the form of rounded, compact, weak, gray particles, usually almost circular, or in the form of a, - gl -, omerates or groups of such particles.
A large part and possibly even all this graphite spb, er (; ideal, examined suitableweiit ati microscope, presents the appearance of a ravonning structure. <B> It </B> is well in tension therefore that under s-pher6idal graphite on n'eii,
lobe nor lamel graphite forms. areas included in the classification made by the Aniericaii Society for Testing Materials and set forth in the table of its standard designations <B> A.
S. </B> T. <B> A </B> 247-47, titled Recommended Practice for evaluating the microstructure of graphite in gray iron, nor <B> 1 </B> the forms of graphite found in malleable iron black ac # ur (blackheart)
and low sulfur <B> </B> whiteheart cast iron and previously described as nodular.
Moreover, although the cast iron has a composition such that, if it did not contain mac-gnesium, it would be gray cast iron, it presents, after breaking, a steely appearance contrasting with the gray breakage of ordinary gray cast iron. . For this reason, in the present specification it is referred to as graphitic rather than gray, but this term does not necessarily imply that the parficles are formed from pure carbon having the reticular arrangement characteristic of graphite.
The differences between the various micro structures appear clearly, on the attached drawing, on which: Figs. <B> 1 </B> and 2 are reproductions of microphotographs made with a magnification of <B> 25 </B> diameters and showing, on polished sections of cast iron, the spherdidal shape obtained, for the earbone, thanks to <B> to </B> the presence of magnesium, in the metal as it has just been <B> cast. </B>
Fig. <B> 3 </B> -is a reproduction of a photomicrograph made with a magnification of <B> 50 </B> diameters and showing the structure after attack of pig iron and containing the carbon in the spheroidal form in a perlite matrix.
Fig. 4 is a reproduction of a similar photomicrograph, but taken with a magnification of <B> 250 </B> diameters, <B> 1 </B> FIG. <B> 5 </B> is a reproduction of a micro photograph taken with a magnification of <B> 1000 </B> diameters of a single particle having the appearance of a radiant structure.
Figs. <B> 6 to 10, </B> finally, are reproductions of microphotographs made with a magnification of <B> 100 </B> diameters and showing the effect obtained by gradually increasing the quantity of retained magnesium.
When the microstructure is that shown in fig. <B> 1 to, </B> 4, i.e. when it is such that all or almost all of the graphite is in the spherdidal form (an isolated particle of which is shown in fig. < B> 5), the </B> properties <B> of </B> the font reach substantially a maximum for the particular composition in question.
This microstructure is only obtained by ensuring the presence of a minimum quantity of retained magnesium, as is clearly apparent <B> on </B> examination of the fic. <B> 6 to 10 </B> which show the microstructures of cast iron differing from each other only in their magnesium content.
The cast iron shown in fig. <B> 6 </B> does not contain magnesium; it was a gray cast iron in which graphite was present in the lamellar form. The cast iron shown in fig. <B> 7 </B> contained <B> 0.03 </B>% magnesium. Although virtually no part of the graphite has assumed the spherdidal form, it is seen that some of the lamellae are rounded <B> at </B> their ends and are generally less elongated. The f onte shown in FIG. <B> 8 </B> contained 0.04 11 / o of magnesium.
It can be seen that a notable change has taken place in the shape of the graphite and that there are <B> there </B> some spherdids at the same time as a notable decrease in the strongly elongated lamellae is observed. <B > It seems, in fact, that a critical change is occurring at around 0.04% magnesium. The cast iron shown in fig. <B> 9 </B> contained 0.051 / o of magnesium: here the spherdidal form of graphite dominates. Finally, the cast iron shown in FIG. <B> 10 </B> contained <B> 0.09 </B> 1 / o <B> of </B> magnesium and the graphite became wholly sphereal.
The fonts shown in Figs. <B> 6 to 10 </B> were subjected to the usual tests to determine their mechanical properties, in particular: the transverse load necessary for the failure of a bar; the arrow of the bar before rupture; the breaking load <B> at </B> traction; impact resistance and Brinell hardness index.
The comparative results obtained are given in table <B> 1: </B>
EMI0003.0025
Table <SEP> <B> 1: </B>
<tb> Magnesium <SEP> Bending <SEP> <SEP> test <SEP> Hardness
<tb> Figure <SEP> retained <SEP> transverse <SEP> <B> C. </B> <SEP> R. <SEP> T. <SEP> Shock <SEP> Brinell
<tb> <B>% </B> <SEP> arrow <SEP> load
<tb> <B> 6 </B> <SEP> nil <SEP> <B> 5.08 <SEP> 907 </B> <SEP> 12.24 <SEP> <B> 3.80 <SEP> 118 </B>
<tb> <B> 7 <SEP> 0.03 </B> <SEP> 4.92 <SEP> 1282 <SEP> 16.64 <SEP> <B> 3.30 <SEP> 126 </B>
<tb> <B> 8 </B> <SEP> 0.04 <SEP> <B> 3.17 </B> <SEP> 1934 <SEP> <B> 30.77 <SEP> 207 </ B >
<tb> <B> 9 <SEP> 0.05 <SEP> 7.62 </B> <SEP> 4335 <SEP> <B> 70.80 <SEP> 8.29 <SEP> 271 </B>
<tb> <B> 10 <SEP> 0.09 <SEP> 6.09 </B> <SEP> 4552 <SEP> <B> 75.98 <SEP> 13,
83 <SEP> 300 </B>
<tb> Arrow <SEP> <B> = </B> <SEP> arrow <SEP> in <SEP> millimeters <SEP> in <SEP> test <SEP> of <SEP> bending <SEP> transverse.
<tb> Load <SEP> <B> = </B> <SEP> load <SEP> in <SEP> kilograms <SEP> necessary <SEP> for <SEP> the <SEP> breaking <SEP> of <SEP> the transverse <SEP> specimen
<tb> by static <SEP> bending <SEP>.
<tb> <B> C. </B> <SEP> R. <SEP> T. <SEP> <B> = </B> <SEP> load <SEP> of <SEP> break <SEP> <B > to </B> <SEP> the <SEP> traction <SEP> in <SEP> kilograms <SEP> by <SEP> millimeter <SEP> square.
<tb> Shock <SEP> <B> = </B> <SEP> number <SEP> of <SEP> kilogrammeters <SEP> required <SEP> to <SEP> break <SEP> the test piece <SEP> of test <SEP> at
<tb> shock <SEP> not <SEP> notched.
It will be noted that the properties of the magnesium-free cast iron (fig. <B> 6) </B> are poor, which is due to the fact that this series of castings was made starting from pig iron without any addition of steel ribs, but the table clearly shows the relative effects of the different amounts of retained magnesium. It is seen that the best properties appear when all the graphite is spheroidal.
However, the percentage increase in the breaking load produced by 0.041 / o magnesium, as seen in fig. <B> 8, </B> is <B> already </B> very remarkable. The magnesium content can reach <B> 0.5 </B> 11 / o, but the preferred amount is between <B> 0.05 </B> and 0.2 Olo. The quantity of retained magnesium for which the spheroidal shape of graphite is produced generally increases slightly with the content of carbon, silicon or in these two bodies and with the dimensions of the section of the cast parts <B> to </B> to be produced. .
Thus, when it comes to pouring a bath in pieces of large section, for example of <B> 100 </B> mm, the quantity of magnesium retained must be slightly increased in comparison with that chosen. for a small section, for example <B> 25 </B> mm.
The amounts of retained magnesium in question are the amounts of magnesium which can be detected in the finished casting by well known methods including chemical analysis. Since these quantities of magnesium are very small, different methods of analysis may well give different results; it is therefore desirable to specify that the values given in this specification were all obtained by the following method: The sample is dissolved in a. mixture of perchloric acid and nitric acid. <B> On </B> evaporate until the production of flumes, dilute and filter.
Most of the iron is removed from the filtrate by electrolysis in a mercury <B> </B> ca thode cell, leaving enough iron to combine with the phosphorus present. The solution is made ammoniacal, ammonium persulfate is added, boiled and filtered.
The magnesium is precipitated in the filtrate by diammonium phos phate <B> in </B> the usual manner, filtered, calcined and weighed in the form of Mg2p207. If the molten metal contains any elements which tend to <B> to </B> actively combine with magnesium and hence <B> to </B> render it ineffective, particularly sulfur and oxygen, it is necessary to increase the quantity of magnesium introduced by the quantity necessary for the elimination of said elements or else to eliminate their effect # in another way.
Sulfur is the element reacting with magnesium which is most likely to be present in troublesome amounts. <B> No </B> other common elements were found, <B> to </ B > with the exception of phosphorus, in the usual proportions found in cast iron, which may exert any appreciable harmful effect other than to thwart the desired action of magnesium.
When sulfur is present in the flow bath before the treatment, it is necessary to introduce into said bath a sufficient quantity of magnesium not only to give the desired content of retained magnesium, but also to react with the sulfur and To <B> to </B> this effect, one part by weight of magnesium is preferably introduced for each part by weight (the sulfur <B> to </B> to remove.
If this is done, the sulfur content is generally reduced <B> to </B> less than 0.015%. The excess magnesium then serves <B> to </B> constitute the required quantity of residual magnesium. In order for the cast iron to be graphitic, the molten metal must, at the time of casting, have a high graphitizing power. This property can be imparted to it by appropriate adjustment of its composition in various ways well known in the manufacture of gray iron.
Due, however, to the bleaching effect of magnesium on cast iron, it is generally desirable to inoculate the molten metal. This inoculation consists of a late addition of a strong graphitizing agent which is usually an agent containing silicon such as ferro-silicon, calcium silicide or-Li nickel silicide, but which may, for example, be aluminum.
<B> It </B> is preferable to introduce the magnesium into the bath and then to separately introduce the graphitizing agent, which is preferably the added silicon, for example in the form of ferro- silicon. The amount of silicon added can be between <B> 0.3 </B> and <B> 2.5 </B>%, preferably between 0.4 and 1.2%. If the inoculation precedes the introduction of magnesium, it may not give the desired results. This can be remedied <B> </B> by another inoculation carried out at the same time as the introduction of the magnesium or, preferably, after this introduction.
The molten bath containing magnesium and inoculated must be poured very quickly after the inoculation, for example three minutes after this one, otherwise the effect of this last operation tends <B> to </B> to disappear. Another inoculation can then be carried out, with a smaller amount of the inoculant, for example: <B> 0.1 to 0.15 </B> approx. In such a case, as in the case of a single inoculation, the inoculated magnesium-treated bath should be poured very soon after the last inoculation, for example within about three minutes. .
By periodically reinoculating the bath, while maintaining the required amount of retained magnesium, a large treated bath can be run for a considerable period of time. Inoculation, after addition of magnesium, is not always necessary.
For example, a bath containing 41 / o of carbon and 2% of silicon <B> (including </B> <B> 0.75 </B> '/ o of si] i-eium introduced for inoculation immediately before the introduction of magnesium) did not require a subsequent inoculation; however, such inoculation of a portion of the bath has been beneficial and has improved the flexural properties of the casting.
But similar inoculated bath linen containing approximately <B> 3 </B> 'Vo carbon and approximately <B> 2.3 </B>% silicon (comprising <B> 0.75 </B>% silicon introduced for inoculation immediately before the introduction of the magnesium) solidified as a white cast iron, on casting, after the introduction of the magnesium without additional inoculation done at the same time or subsequently.
If a portion of this bath is again inoculated, after the introduction, with magnesium, with 0.2% silicon and is poured shortly thereafter, the desired spherdidal form of carbon is obtained.
For some applications, it may be desirable to produce a casting having a quench hardened surface in which the carbon is in the combined form when it is desired to achieve the wear resistance or property. analogous, while the body or nucleus contains significant amounts of uncombined carbon in the spheroidal form. Such castings can be produced by controlling the known factors which affect the degree of graphitization occurring in the various parts of the castings. As is well known, the most important elements in determining the graphitizing power of a casting bath are carbon and silicon.
When carrying out the present invention, the silicon content is preferably about <B> 0.8 </B> 0 /, o at least and it can reach <B> 5 </B> or even <B > 6 </B>%, although the occasions when such large amounts of silicon must be used are rare, unless it is desired to obtain the special properties of high content <B> </B> cast irons. sili cium. This is <B> due </B> to the fact that carbon is more efficient, in terms of graphitizing power, and that silicon in large quantities, for a given carbon content, tends to <B> </B> reduce the properties, in particular the, téna cited, the. ductility and breaking load.
Silicon is a powerful ferrite forming agent; for this reason, it may be desirable to use high levels of silicon when it is desired to obtain, in the part as it has just been cast, a containing matrix. 1-me high proportion of ferrite. After the magnesium treatment and after any required inoculation, the casting bath generally contains at least about 1% silicon and preferably about <B> 135 to 3 </B> Vo silicon. The carbon content can vary between <B> 1.7 </B> and <B> 5 </B> ') / o, but is preferably between 2 and 4.5%.
A particularly satisfactory type of composition possesses sufficient graphitizing power to prevent, under the usual conditions of foundry practice, the massive formation of carbides or the production of accidental quenchings in castings. sections of <B> 9.52 </B> mm thick or more, is defined by the limits of <B> 2.5 to </B> 4.5 Vo polishing carbon and <B> 1, 0 to </B> 4% polish silicon, the ratio between silicon content and carbon content being such that:
EMI0006.0003
is greater than <B> than 1.0. </B>
In general. not all carbon is present as soft gray spheroids because some part of the carbon, in the form of combined carbon, is usually retained in the structure of the my trice.
In most cases, castings produced in accordance with <B> the </B> invention have a combined carbon content which is not more than <B> </B> half of. the total ## arbone content. The transformation of a portion of the carbon in the very compact spherical or substantially spheroidal form <B> to </B> the cast state -is accompanied by the rounding of the lamellae.
The cast iron as it has just been cast may be free from alloying elements or may contain substantial amounts of such elements. For example, cast iron can contain alloying elements such as nickel, molybdenum, chromium, manganese and aluminum.
The whitening or stabilizing properties of the carbides of certain alloyed <B> elements </B> must be taken into consideration in order to obtain a molten metal having sufficient graphitizing power, when is cast, so that a significant amount of <B> </B> graphitic carbon is formed during cooling <B> to </B> pal-tir of the casting temperatures. For this reason, the chromium content will normally not exceed <B> 1 </B> '/ o and, preferably, <B> 0.6 </B>%.
However, the amount of chromium that can be tolerated depends on the composition of the molten metal as a whole and the maximum amount of chromium is that which gives the molten metal possessing the graphitizing power required at the time of production. casting.
Manganese, which is a milder carbide bleach or stabilizer, can be tolerated in larger amounts up to, for example, <B> 2.5 </B> Ilio. Larger amounts of manganese may be present when the alloy has an austenitic composition, or matrix. In <B> general </B> manganese tends <B> to </B> to weaken certain mechanical properties, in particular in alloys, such as castings, in which the iron is in the alpha form; for this reason, it is preferable that the content of manganese binds not exceed <B> 1 </B> / o.
Aluminum decreases the stability of carbides and acts as a graphitizer. Bind copper should not be used in amounts exceeding 301o or even 21 / o without first determining its effect on the general characteristics and properties of the cast iron. Some alloying elements such as nickel can increase the tolerance of copper polishing. It has been observed that certain other elements not usually found in cast iron should be avoided or that they should only be present in trace amounts, or in very small amounts, because they interfere with the production of the spherical form. - carbon roidal.
These harmful elements are tin, lead, antimony, bismuth, arsenic, selenium - and <B> </B> tellurium. It has been stated that tin is particularly harmful and the tin content should be kept as low as possible and, in any event, below <B> 0J </B>%. Phosphorus does not interfere with the formation of spheroidal carbon, and the phosphorus content can reach 0.5% or higher;
however, if very good properties are desired, in particular those relating to impact and <B> to </B> ductility, the phosphorus content should not exceed 0.06% and be, for example, between 0.02 and 0.06%.
The effect of phosphorus on the properties <B> at </B> i traction, <B> y </B> including the elastic limit (L. <B> E.) </B> measured in kg / mm2 and the hardness of the products obtained in accordance with <B> to </B> lInvention, is indicated in the following table.
EMI0007.0001
Table <SEP> 2:
<tb> Composition; <SEP> <B> C <SEP> 3,5 </B> <SEP>%; <SEP> If <SEP> 2.4 <SEP> 11 / o; <SEP> <B> Mg </B> <SEP> from <SEP> <B> 0.05 <SEP> to </B>
<tb> <B> 0.08 </B> <SEP>%; <SEP> Mn <SEP> <B> 0.8 </B> <SEP> 1 / o #; <SEP> Ni <SEP> <B> 1.9 <SEP> 1/0. </B>
<tb> Hardness
<tb> <B> P <SEP>% </B> <SEP> L. <SEP> <B> E. <SEP> C. </B> <SEP> R. <SEP> T. <SEP> Elongation <SEP> Vickers
<tb> <B> 0.015 </B> <SEP> 46.94 <SEP> <B> 70.02 <SEP> 5.0 <SEP> 258 </B>
<tb> <B> 0.052 <SEP> 57.46 <SEP> 69.08 <SEP> 1.5 <SEP> 278 </B>
<tb> <B> 0.089 <SEP> 52.59 <SEP> 63.11 <SEP> 1.5 </B> <SEP> 264
<tb> 0.20 <SEP> <B> d. <SEP> 58.56 <SEP> - <SEP> 307 </B>
<tb> 0.43 <SEP> <B> d. </B> <SEP> 48.20 <SEP> <B> - <SEP> 269 </B>
<tb> <B> 0.67 <SEP> d. </B> <SEP> 47.41 <SEP> <B> 0 <SEP> 312 </B>
<tb> n. <SEP> <B> d. <SEP> = </B> <SEP> not <SEP> determined;
<SEP> sample <SEP> has <SEP> broken
<tb> before <SEP> that <SEP> one <SEP> has <SEP> reached <SEP> a <SEP> deformation
<tb> of <SEP> 0.21 / o. The iron content of special or non-special cast irons will be at least 87% of the total composition. In the case of compositions containing higher proportions of alloying elements, usually having an austenitic matrix, the iron content may be less than <B> </B> 87%. It is essential, in order to obtain the best results, to take into account what has been said before about the alloying elements and to avoid as completely as possible the presence of <B> of ele - </ Harmful buildings.
Magnesium can be introduced in many ways. The amount of magnesium <B> to </B> to add to the bath depends on the amount of <B> </B> magnesium that you want to retain, on the additional amount of magnesium required to combat the presence of harmful elements such as sulfur, the quantity of magnesium lost by the delay <B> at </B> the casting of the bath after introduction of the magnesium and the proportion of magnesium in the magnesium addition agent, lost during the in troduction of magnesium in the bath.
It is generally believed that magnesium does not alloy with iron and, in fact, when an attempt is made to introduce metallic magnesium in elemental form into molten iron <B> at </B> the necessary high room temperature. for a satisfactory casting, a reaction of such explosive violence occurs that the molten iron may be blown out of the vessel.
The metallic magnesium can be added with the required precautions in the solid elemental form directly into the bath when the latter is <B> at </B> a temperature slightly above <B> at </B> the temperature of the liquidus of the molten composition, for example <B> at </B> -a temperature of about 12351, <B> C. </B> The temperature should be high enough only for the bath to melt completely , while being viscous. Such addition of elemental magnesium is generally accompanied by the combustion of magnesium <B> at </B> the surface of the bath with production of a brilliant flash, release of large quantities of magnesium oxide fumes and loss of most of the added magnesium.
However, a sufficient amount of magnesium is found, retained if one adds a sufficiently large amount of this body. When applying this process, it is preferable to quickly raise the temperature of the bath, after the introduction of the magnesium, <B> to </B> 137011 C or <B> to </B> a higher temperature, then inoculate the bath and sink quickly. Magnesium can also be added in the form of briquettes with diluents and the like to reduce the combustion of magnesium, to allow <B> </B> it to be incorporated more peacefully in the bath and to that a greater quantity is retained there.
Although the processes mentioned above can be used, a convenient process consists in <B> </B> adding the magnesium in the form of a metal alloy containing from 2 <B> to </B> 40 11 / o about magnesium. Suitable alloys include those sometimes referred to as intermetallic compounds, for example MgNi2, or mixtures of an intermetallic compound with a metal or with another intermetallic compound,
for example MgNi2 <B> + </B> Ni or MgNi2 <B> + </B> Mg2Ni. It has been found desirable to introduce magnesium as an alloy with one or more metals soluble in iron; molten state. In the practice of the invention, nickel, copper and / or silicon are the preferred metals with which magnesium is alloyed to form the addition agent. The utility of copper is somewhat limited by the fact that it is desirable to keep the copper content of the final product <B> at </B> -a relatively low.
Likewise, the detrimental effect of a high silicon content on the mechanical properties of the final product limits the utility of high silicon addition alloys to <B> </B>. Very satisfactory results can be obtained with binary alloys and with more complex alloys of nickel and magnesium. Preferably, the magnesium is introduced into the bath in the form of an alloy having a density approaching or exceeding that of the molten bath, since it has been found that the higher the density, the greater the proportion of magnesium. sounded in metal for given conditions.
Alloys which give satisfactory results are the nickel-magnesium alloys containing from about 4% <B> to </B> about 20% magnesium. It has been observed that when the nickel-magnesium alloys also contain said carbon, for example up to the maximum quantity that the alloys allow, the addition characteristics of the alloys, in particular those containing from <B> 10 to </ B> 15% magnesium, are improved.
In addition, by first preparing a nickel-carbon molten-Li alloy and then introducing magnesium, the manufacture of a nickel-magnesium addition alloy is facilitated. Nickel-magnesium-carbon alloys containing <B> 10 to </B> 15% magnesium and containing carbon within the limits of <B> 1 to </B> 4% are very satisfactory.
In general, the higher the magnesium concentration in the additive, the lower the proportion of magnesium actually introduced into the bath. Thus, for example, when magnesium is added <B> to </B> the surface of the bath in the form of an alloy containing 51 / o of magnesium and 951) / o of nickel, a proportion of About 901 / o of the magnesium of the addition alloy has been retained in the bath, while if the magnesium is added in the form of an alloy containing 20% magnesium and 80% nickel,
it is only about 25% said magnesium <B> of </B> the addition alloy which is resounded in the bath. The lower the temperature of the bath at the time of the introduction of the magnesium, whether it is in alloy form or in some other form, the higher the proportion of magnesium retained.
The proportion of retained magnesium can be increased by blowing a pulverized alloy containing macnesiuni using a tube or other similar device in the molten bath below its surface, <B> with </B> the aid of 'a non-oxidizing gas relative to magnesium or by dipping an alloy containing magnesium under the surface of the bath.
From the point of view of the ease of introduction of magnesium, the 96% niekel-4% magnesium alloy is very satisfactory because it tends to <B> to </B> plunge into the molten bath, which causes that there is noticeably no combustion of magnesium. When the magnesium concentration of the nickel-magnesium alloys is increased, the combustion and loss of magnesium is also increased because the alloys float on the bath, gradually become less dense and are less immersed in the bath.
Satisfactory and reasonably inexpensive alloys for the introduction of magnesium into the bath are: 11, An alloy containing <B> 10 </B> 11 / o of magnesium and <B> 90 </B> 1 / o of nickel.
20 Alloys containing from 12 <B> to 15 </B> 1 / o magnesium, from <B> 1 to </B> 4%, preferably <B> 1.3 to </B> i <B > 2.5 </B>% carbon, the remainder being essentially nickel.
Nickel-magnesium alloys can also contain other elements such as silicon, manganese, copper and iron, but it has been observed that, in general, the proportion of magnesium retained in the bath <B> to < / B> from the addition alloy increases as the nickel content of the addition alloy itself increases. For example, replacing a so-called nickel <B> 5 </B> part with iron usually decreases the proportion of magnesium found as retained magnesium.
For general applications, a pearlite matrix is usually desired formed <B> ç </B> of either perlite or, in part, of common perlite in a perlite-ferrite matrix; <B> to </B> this effect, the font can contain the quantities of the elements indicated in table <B> 3. </B> <I> Table <B> 3:
</B> </I> Element Carbon Limits 2.8 <B> to 3.8 </B> 1 / o Silicium <B> 1.5 to 2.7 </B>% Magnesiuni <B> 0, 06 to </B> 0.151 / o Nickel <B>. . . 0.5 to 3 </B>% Manganese 0.1 <B> to 10/6 </B> Cast iron can also contain chromium, for example up to 0.5%. The remainder will be almost entirely iron, except for this (there are small accidental amounts of impurities. Of course, it is necessary to take into account the average section of the cast part.
In general, the larger the dimensions of the middle section are, the higher the magnesium content should be and the lower the carbon content should be. Suitable compositions for two limits of section dimensions are given in Table 4.
EMI0009.0016
Table <SEP> <I> 4: </I>
<tb> Dimension <SEP> of <SEP> the <SEP> <B> c </B> <SEP> if <SEP> <B> <I> mg <SEP>% <SEP> N </I> < SEP> 1 </B>
<tb> section
<tb> 6.34 <SEP> <B> to <SEP> 38 </B> <SEP> mm <SEP> <B> 3.2-3.6 <SEP> 1.8-2.5 <SEP > 0.06-0.10 <SEP> 1-3 </B>
<tb> <B> 50 <SEP> to <SEP> 100 </B> <SEP> mm <SEP> <B> 3.0-3.2 <SEP> 1.8-2.5 <SEP> 0 , 08-0.12 <SEP> 1-3 </B> The properties of cast irons of this type, identical except for the quantity of magnesium retained, are shown in table <B> 5. < / B> All the fonts were inoculated by an addition, made in the pocket, of 0,
5% silicon in the form of ferro-silicon. The cast iron containing magnesium was inoculated shortly after the addition of magnesium.
EMI0009.0024
<I> Table <SEP> <B>5:</B> </I>
<tb> Composition: <SEP> <B> C </B> <SEP> 3.6% -, <SEP> Si <SEP> 2.3%; <SEP> Ni <SEP> 2%; <SEP> _Mn <SEP> 0.7%; <SEP> P <SEP> 0.03%.
<tb> Bending <SEP> test <SEP>
<tb> Font <SEP> <B> No <SEP> <I> mg <SEP>% </I> </B> <SEP> transversal <SEP> <B> C. </B> <SEP> R . <SEP> T.
<SEP> Hardness <SEP> Brinell <SEP> Shock
<tb> arrow <SEP> load
<tb> <B> 1 </B> <SEP> none <SEP> 4y3l <SEP> <B> 987 </B> <SEP> 12.9 <SEP> <B> 158 <SEP> 2.79 < / B>
<tb> 2 <SEP> 0.02 <SEP> 4.29 <SEP> <B> 1178 <SEP> 15.58 <SEP> 165 <SEP> 2.9 </B>
<tb> <B> 3 <SEP> 0.039 </B> <SEP> 4.57 <SEP> <B> 2052 </B> <SEP> 29.43 <SEP> <B> 228 <SEP> 5, 25 </B>
<tb> 4 <SEP> <B> 0.067 <SEP> 6.09 </B> <SEP> 4068 <SEP> <B> 78.7 <SEP> 290 <SEP> 11.61 </B>
<tb> <B> 5 <SEP> 0.096 <SEP> 6.29 </B> <SEP> 4095 <SEP> <B> 71.61 <SEP> 302 <SEP> 7.47 </B> The The importance of inoculation after introduction of the required quantity of magnesium is indicated by the omission of the inoculation treatment in a portion of the <B> </B> molten bath containing magnesium used to produce cast iron No. 4.
While inoculated No. 4 cast iron has the typical steely fracture and contains carbon in the spherdidal form characteristic of the invention, the same magnesium-containing but uninoculated cast iron is hard and has a white fracture such as that of white cast iron.
The compositions of a number of graphitic cast irons without addition elements and with a small amount of said elements are given in Table <B> 6, </B> their properties being given in Table <B> 7. </B>
EMI0010.0001
<I> Table <SEP> <B>6:</B> </I>
<tb> Alloy <SEP> <B> C% </B> <SEP> si <SEP> <B>% </B> <SEP> Ni <SEP> <B>% <SEP> <I> mg < SEP>% </I> </B> <SEP> <U> Mn <SEP> <B>%</B> </U> <SEP> Others
<tb> <B> No </B> <SEP> elements <SEP> <B>% </B>
<tb> <B> 6 <SEP> 3.2 <SEP> 3.7 <SEP> 0.085 </B> <SEP> 2.2
<tb> <B> 7 <SEP> 2.6 <SEP> 2.3 <SEP> l'q <SEP> 0.072 <SEP> O'q </B>
<tb> <B> 8 <SEP> 2,, q <SEP> 3.1 <SEP> 1.7 <SEP> 0.069 <SEP> 0.8 </B>
<tb> <B> 9 <SEP> 3.1.
<SEP> 2.29 <SEP> I'q <SEP> 0.083 <SEP> O's </B>
<tb> <B> 10 <SEP> 3.2 </B> <SEP> 4.5 <SEP> <B> l'q <SEP> 0.063 <SEP> 0.8 </B>
<tb> <B> il </B> <SEP> 3.4 <SEP> 2.0 <SEP> <B> 1.9 <SEP> 0.058 <SEP> 0.8 </B>
<tb> 12 <SEP> 3.4 <SEP> <B> 92.3 <SEP> l'q <SEP> 0.068 <SEP> O's </B>
<tb> <B> 13 <SEP> 3.7 <SEP> l'q <SEP> 1.9 <SEP> 0.075 <SEP> 0.8 </B>
<tb> 14 <SEP> <B> 3.6 <SEP> 2.3 <SEP> 3.6 </B> <SEP> 0.084 <SEP> <B> 0.73 </B>
<tb> <B> 15 <SEP> 3.6 <SEP> 2.3 <SEP> 3.6 <SEP> 0.10 <SEP> 0.17 </B>
<tb> <B> 16 <SEP> 3.6 </B> <SEP> 2.1. <SEP> 4.7 <SEP> <B> 0.053 <SEP> O'S </B>
<tb> <B> 17 <SEP> 3.2 </B> <SEP> 2.2 <SEP> <B> - <SEP> 0.069 </B> <SEP> 1.41 <SEP> Cu <SEP > <B> 0.96 </B>
<tb> <B> 18 <SEP> 3.3 </B> <SEP> 2, <SEP> ini <SEP> <B> - </B> <SEP> 0.074 <SEP> 2'l.
<SEP> <B> Eyelash <SEP> 1.88 </B>
<tb> <B> 19 <SEP> 3.5 </B> <SEP> 2.1 <SEP> <B> 1.5 </B> <SEP> 0.054 <SEP> <B> 0.1 </ B > <SEP> Mo <SEP> <B> 0.66 </B>
<tb> 20 <SEP> <B> 3.6 <SEP> 1.9 <SEP> 1.5 <SEP> 0.059 <SEP> 0'l </B> <SEP> Cr <SEP> <B> 0 , 36 </B>
EMI0010.0002
Table <SEP> <B> 7: </B>
<tb> <SEP> bending test <SEP> <SEP> Hardness
<tb> <B><I>No</I> </B> <SEP> L. <SEP> <B> E. <SEP> <I>C.</I></B> <I> <SEP> F. </I> <SEP> T.
<SEP> Allon.-enient <SEP> Shock <SEP> transverse <SEP> Brinell
<tb> arrow <SEP> load
<tb> <B> 6 <SEP> 51., 15 </B> <SEP> 5.52 <SEP> <B> 2.87 <SEP> 2631 <SEP> 321 </B>
<tb> <B> 7 <SEP> 54.77 </B> <SEP> 62.64 <SEP> <B> 0.8 <SEP> 296 </B>
<tb> <B> 8 <SEP> 68.62 <SEP> 8'99 <SEP> 3.96 </B> <SEP> 3542 <SEP> <B> 275 </B>
<tb> <B> 9 </B> <SEP> 49.89 <SEP> <B> 70.51 <SEP> 1.8 <SEP> <U>6.85</U> </B> < SEP> 4525 <SEP> <B> 298 </B>
<tb> <B> lo </B> <SEP> 49.26 <SEP> <B> .53.51 <SEP> 0.5 <SEP> 2.72 <SEP> 3.22 <SEP> 1687 < SEP> 283 </B>
<tb> <B> 1.1 </B> <SEP> 43.91 <SEP> <B> 70.20 <SEP> 5 </B> <SEP> 1.4.52 <SEP> <B> 8.50 < / B> <SEP> 4326 <SEP> <B> 238 </B>
<tb> 12 <SEP> 45.64 <SEP> 59.49 <SEP> 2 <SEP> <B> 7.60 </B> <SEP> 5.84 <SEP> 4018 <SEP> 247
<tb> <B> 1.3 <SEP> 84.68 <SEP> 16.59 </B> <SEP> ##, 23 <SEP> 4280 <SEP> <B> 273 </B>
<tb> 14 <SEP> 74.45 <SEP> <B> 90.03 <SEP> 1.5 <SEP> 3.32 </B> <SEP> 4,
09 <SEP> 4135 <SEP> 340
<tb> <B> 15 <SEP> 63.90 <SEP> 85.31 </B> <SEP> 14.41 <SEP> <B> 5.97 </B> <SEP> 4732 <SEP> < B> 308 </B>
<tb> <B> 16 <SEP> 56,1.9 <SEP> 79,48 <SEP> 8.99 </B> <SEP> 4,24 <SEP> <B> 3139 <SEP> -177 </ B >
<tb> <B> 17 <SEP> 67.36 <SEP> 15.17 <SEP> 5.23 </B> <SEP> 4022 <SEP> <B> 298 </B>
<tb> <B> 18 </B> <SEP> 64.69 <SEP> 4.70 <SEP> 4.52 <SEP> 4090 <SEP> <B> 317 </B>
<tb> <B> 19 <SEP> 83.89 <SEP> 16.59 <SEP> 7.97 </B> <SEP> 4674 <SEP> <B> 298 </B>
<tb> 20 <SEP> <B> 821,1.6 </B> <SEP> 11,34 <SEP> <B> 8,76 </B> <SEP> 4240 <SEP> <B> 282 </ B > Comparable values obtained with two high nickel content <B> </B> cast irons with austenitic matrices, one of which contained 2,
81 / o carbon, 1.6% silicon, 20.2% nickel, 0.8% manganese and, 0.17% magnesium, the rest containing 2.9% carbon, 1,
7% silicon, 0.8% mariga <B> - </B> nese and 201 / o nickel without magnesium are given in table <B> 8. </B>
EMI0011.0001
Table <SEP> <B> <I> 8:
</I> </B>
<tb> Bending <SEP> test <SEP>
<tb> <SEP> content in <SEP> <B> C. </B> <SEP> F. <SEP> T. <SEP> transverse <SEP> Shock <SEP> Hardness <SEP> Brinell
<tb> magnesium <SEP> arrow <SEP> load
<tb> <B> 0 <SEP> 11.17 <SEP> 31.75 <SEP> 1118 </B> <SEP> 2 <SEP> shots <SEP> <B> 95 </B>
<tb> <B> 0.17 </B> <SEP> 45.64 <SEP> 54.61- <SEP> <B> 3171 </B> <SEP> no <SEP> broken <SEP> after < SEP> <B> 155 </B>
<tb> <B> 10 <SEP> strokes </B> Cast irons of which the carbon is substantially all in the spheroidal form are characterized by excellent resistance to the harmful effects of heat and oxidation combined, for example example resistance to inflation.
This is illustrated by tests carried out on four castings containing 3.5% carbon, 2.5% silicon, 1.511% nickel and <B> 0.8 </B>% manganese.
Two of the products (Nol, 21 and 22) were free of magnesium, while the other two (TNGII <B> 23 </B> and 24) had <B> 0.063 </B>% retained magnesium. All were inoculated shortly before casting. Parts made <B> from </B> from each of the four castings were subjected <B> </B> to an oxidation test of <B> 100 </B> cycles, each cycle consisting of <B > to </B> heat the room in air <B> to 8700 C </B> for about half an hour, <B> to </B> keep the room for about an hour <B> at 8700 C </B> in the air and finally <B> to </B> cool <B> in </B> the air for about an hour.
The results obtained by these tests are given in table <B> 9. </B>
EMI0011.0024
Table <SEP> <B><I>9:</I> </B>
<tb> Length <SEP> Percentage <SEP> of <SEP> swells Font <SEP> <B> No <SEP> <I> mg <SEP>% </I> </B> <SEP> primitive <SEP> final <SEP> ment <SEP> in <SEP> length
<tb> 21 <SEP> none <SEP> <B> 79.5 <SEP> 88.46 <SEP> 11.30 </B>
<tb> 22 <SEP> none <SEP> <B> 79.75 <SEP> 90.19 <SEP> 13.05 </B>
<tb> <B> 23 <SEP> 0.063 <SEP> 79.29 <SEP> 80.91 </B> <SEP> 2.01
<tb> 24 <SEP> <B> 0.063 <SEP> 79.60 <SEP> 81.03 </B> <SEP> 2.04 Some particular properties of parts produced in accordance with <B> to </ B> invention, by subjecting them <B> to </B> normal heat treatments.
To illustrate how these properties can be modified, Tables <B> 10 </B> and <B> 11 </B> given below indicate three heat treatments and their influence on the tensile and hardness properties. of the casting of three pieces formed in accordance with <B> to </B> the invention.
EMI0011.0027
<I> Table <SEP> <B>10:</B> </I>
<tb> Treatment <SEP> Treatment
<tb> <B><I>No</I> </B>
<tb> <B> 1 </B> <SEP> As <SEP> as <SEP> casting.
<tb> <B><U>9</U> </B> <SEP> Soaked <SEP> <B> to </B> <SEP> from <SEP> from <SEP> 8450 <SEP> <B > C </B> <SEP> in <SEP> a
<tb> bath <SEP> of <SEP> salt <SEP> <B> to </B> <SEP> 4250 <SEP> <B> C </B> <SEP> and <SEP> maintained <SEP> < B> to </B>
<tb> this <SEP> last <SEP> temperature <SEP> for
<tb> <B> 5 </B> <SEP> hours.
<tb> <B> 3 </B> <SEP> Dipped <SEP> in <SEP> oil <SEP> <B> to </B> <SEP> from <SEP> of
<tb> 8450 <SEP> <B> C </B> <SEP> and <SEP> revenue <SEP> <B> to <SEP> 5950 <SEP> C </B> <SEP> for
<tb> <B> 5 </B> <SEP> hours.
<tb> 4 <SEP> Normalized <SEP> <B> to </B> <SEP> from <SEP> of <SEP> 8450 <SEP> <B> C </B> <SEP> and
<tb> revenue <SEP> <B> at <SEP> 5950 <SEP> C </B> <SEP> during <SEP> <B> 5 </B>
<SEP> hours.
EMI0012.0001
Table <SEP> <B> il: </B>
<tb> Treated- <SEP> Cast iron <SEP> L. <SEP> <B> E. </B> <SEP> Hardness
<tb> inent <SEP> <B> C. </B> <SEP> F. <SEP> T.
<tb> <B> No <SEP> No <SEP> kg / MM2 </B> <SEP> Vickers
<tb> <B> 1 <SEP> 7 <SEP> 54.77 </B> <SEP> 62.64 <SEP> <B> 296 </B>
<tb> <B> 1 <SEP> 9 </B> <SEP> 49.89 <SEP> <B> 70.51 <SEP> 298 </B>
<tb> <B> 1 </B> <SEP> 12 <SEP> 45.64 <SEP> 59.49 <SEP> 247
<tb> 2 <SEP> <B> 7 </B> <SEP> 72.40 <SEP> <B> 83.62 </B> <SEP> 344
<tb> 2 <SEP> <B> 9 <SEP> 76.85 </B> <SEP> 89.40 <SEP> <B> 328 </B>
<tb> 2 <SEP> 12 <SEP> <B> 69.25 <SEP> 75.07 <SEP> 316 </B>
<tb> <B> 3 <SEP> 7 <SEP> 67.68 </B> <SEP> 71.14 <SEP> 280
<tb> <B> 3 <SEP> 9 </B> <SEP> 64.69 <SEP> <B> 68.46 </B> <SEP> 264
<tb> <B> 3 </B> <SEP> 12 <SEP> <B> 57.92 </B> <SEP> 60.44 <SEP> 246
<tb> 4 <SEP> <B> 7 </B> <SEP> 51.94 <SEP> <B> 78.22 <SEP> 299 </B>
<tb> 4 <SEP> <B> 9 </B> <SEP> 55,
24 <SEP> <B> 79.64 <SEP> 285 </B>
<tb> 4 <SEP> 12 <SEP> 49,26 <SEP> 64,84 <SEP> <B> 272 </B>