La présente invention est relative à un procédé d'obtention d'une fonte à structure bainitique et à une fonte à structure bainitique obtenue par ce procédé.
La présente invention a plus particulièrement pour objet un procédé d'obtention de pièces moulées en fonte à graphite sphéroïdal à structure bainitique.
Il est connu d'obtenir une fonte à structure bainitique par trempe de cette fonte à partir d'une température située dans le domaine austénitique jusqu'à une température située au niveau des températures d'existence du domaine bainitique, puis de maintenir cette fonte à température constante dans le domaine bainitique pour obtenir une transformation isotherme progressive de l'austénite en bainite. Ainsi il est obtenu une fonte à structure bainitique dont les propriétés mécaniques sont fonction de la proportion d'austénite stabilisée, cette proportion d'austénite dépendant de la durée de la transformation isotherme et de la température de maintien dans le domaine bainitique.
Dans la branche on désigne par température Ar3 la température du début de la transformation de l'austénite en ferrite lors du refroidissement, et par température Ac3 la température de la fin de la transformation de la ferrite en austénite lors du recuit de la fonte.
Le procédé couramment adopté consiste à réaliser une pièce par coulée d'une fonte liquide dans un moule, qui pendant son refroidissement passe par le domaine de température austénitique, puis à poursuivre le refroidissement jusqu'à une température inférieure ou égale à 600 DEG C, ce qui entraîne le transformation de l'austénite en ferrite. La pièce, démoulée à cette température, est alors réchauffée à une température supérieure à la température Ac3, ce qui entraîne la réausténitisation de la matrice. Ensuite, la pièce réchauffée subit une trempe jusqu'au niveau des températures d'existence du domaine bainitique. Le but de cette trempe est d'obtenir un refroidissement suffisamment rapide pour éviter l'apparition de perlite qui apparaît dans un domaine de température supérieur à celui de la bainite.
Une fois atteint le domaine bainitique, l'austénite se transforme en bainite au cours du maintien isotherme qui est d'une durée préalablement déterminée fonction de la composition chimique de la fonte et de la température du maintien isotherme.
Les opérations de trempe et de maintien isotherme sont habituellement réalisées dans des fours à bain de sels.
Cependant, ce procédé de traitement dans des bain de sels pose des problèmes de pollution puisque les sels utilisés sont des mélanges oxydants de nitrites et de nitrates alcalins. Ainsi il est obligatoire d'effectuer le maintien isotherme de transformation de l'austénite en bainite dans le même bain de sels que celui ayant servi à la trempe, afin d'éviter en particulier la multiplication des bains de sels et les manipulations successives des pièces moulées provoquant des entraînements de sels.
De ce fait, le traitement bainitique est habituellement réalisé sur des pièces groupées en charges dont la masse est compatible avec le volume du bain de sel. Ces charges étant traitées de manière successive, il en résulte que la productivité des installations à bain de sels est faible de par la non-disponibilité du milieu de trempe durant toute la durée du maintien isotherme.
Le maintien isotherme en bain de sels devient donc une étape limitante dans le déroulement du procédé.
Enfin, une fois la transformation de l'austénite en bainite effectuée, il convient, dans les procédés de trempe en bain de sels, d'effectuer un lavage de la pièce trempée, puis un traitement de passivation de la pièce qui, une fois lavée, s'oxyde.
Il convient donc, dans un procédé industriel d'obtention d'une pièce moulée en fonte à structure bainitique, de pouvoir dissocier les phases de trempe et de maintien isotherme, afin de pouvoir accélérer la cadence de production, la transformation isotherme de l'austénite en bainite ne devenant plus une étape limitante du procédé.
On connaît ainsi par la demande EP 95 470, un procédé d'obtention de structure bainitique par remontée en température de la pièce moulée au-dessus de la température d'apparition de l'austénite.
Après cette remontée en température, une trempe rapide en bain d'huile est effectuée jusqu'à 240 DEG C, puis la pièce est réchauffée à une température de 380 DEG C et maintenue à cette température pour obtenir la transformation isotherme de l'austénite en bainite.
Mais un tel procédé nécessite, comme le procédé classique des additions importantes d'éléments d'alliage dans le cas de pièces massives, ce qui a pour effet d'augmenter la durée de traitement et de rendre plus délicate la stabilisation de l'austénite. Par ailleurs l'addition d'éléments d'alliage augmente la porosité des fontes et diminue donc leurs propriétés mécaniques. En outre le réchauffage de la fonte au-dessus de la température d'austénitisation entraîne une consommation d'énergie supplémentaire. Enfin la remontée en température à 380 DEG C n'a pas de signification réelle puisque la température de remontée est fonction du type de bainite désiré. De même la température de trempe, fixée à 240 DEG C dans la demande EP 95 470, conduit à une répartition des températures dans la pièce fonction de la géométrie et du temps de maintien dans le bain d'huile.
On sait, par le document "Economies d'énergie par décochage à chaud et traitement thermique des pièces de fonderie" (séminaire international sur les Economies d'énergie - Düsseldorf, février 1984) que le décochage à chaud de pièces moulées en fonte à graphite sphéroïdal suivi d'un maintien d'homogénéisation dans le domaine austénitique entraîne un accroissement de la trempabilité de fonte, ceci s'accompagnant d'une économie d'énergie ainsi que d'une économie d'éléments d'alliages.
On connaît ainsi, par ce document, un procédé d'obtention d'une fonte à matrice bainitique par décochage à chaud dans le domaine austénitique suivi d'une trempe depuis 1000 DEG C jusqu'à 360 DEG C suivie d'un maintien isotherme, la trempe et le maintien isotherme étant réalisés dans des fours à lit fluidisé.
Mais les essais effectués sur des fontes alliées à 3,4% C, 2,5% Si, 2,45% Ni, 0,46% Mo, et 0,05% Mg, pour obtenir une fonte à matrice bainitique, ont montré que les caractéristiques observées sont sensiblement inférieures à celles obtenues par des procédés classiques par simple transposition des paramètres de traitement et que l'utilisation de fours à lit fluidisé nécessite l'emploi de fontes très alliées entraînant l'apparition de porosités dans les pièces massives. Enfin, la trempe en lit fluidisé ne permet que des échanges thermiques ne représentant qu'environ 50% des échanges thermiques obtenus par un procédé classique de trempe en bain de sels.
On s'est donc posé le problème de réaliser un procédé d'élaboration de fonte à structure bainitique permettant de réaliser à la fois une augmentation de la productivité et des économies d'énergie tout en diminuant les rebuts par l'obtention d'un matériau de meilleure qualité, grâce à la minimisation de l'addition d'éléments d'alliage.
La présente invention qui résout ce problème a donc pour objet un procédé d'obtention de fonte à structure bainitique du type à trempe de la pièce à partir du domaine austénitique jusqu'au domaine bainitique, suivie de la transformation isotherme de l'austénite en bainite, caractérisé par les étapes définies à la revendication 1.
D'autres caractéristiques et avantages ressortiront à la suite de la description qui va suivre faite en référence aux figures données uniquement à titre d'exemple non limitatif.
La fig. 1 est un diagramme illustrant l'évolution de la température de la pièce moulée en fonction du temps d'après le procédé selon l'invention.
La fig. 2 est un diagramme illustrant les différentes courbes de trempe obtenues d'après le procédé selon l'invention en fonction de l'épaisseur de la pièce trempée, de la température et du temps.
La fig. 3 est un diagramme illustrant les différents domaines d'existence des structures austénitique, perlitique, bainitique et martensitique en fonction de la température et du temps, ainsi que le déplacement de ces domaines d'après le procédé selon l'invention.
La première étape du procédé selon l'invention étant d'opérer un décochage à chaud de la pièce moulée, il convient que le procédé de moulage soit effectivement compatible avec le décochage à chaud.
Or il est apparu que le décochage à chaud doit être d'autant plus rapide que la pièce est de faible massivité. Par ailleurs, il convient que le décochage n'entraîne aucun marquage ni aucune déformation de la pièce. Enfin le traitement thermique, auquel est soumise la pièce moulée dans le procédé selon l'invention, nécessite que la pièce soit propre.
Ainsi deux critères principaux définissent la compatibilité du procédé de moulage avec le décochage à chaud des pièces moulées
- la durée de l'opération de décochage à chaud;
- l'aspect extérieur de la pièce après décochage à chaud.
Des études ont montré que le décochage à chaud était compatible aussi bien avec le moulage en sable flou (sans liant) qu'avec le moulage en carapace ou encore le moulage en sable lié par des agglomérants chimiques.
Après avoir procédé à la coulée de la pièce en fonte à graphite sphéroïdal selon un procédé compatible avec le décochage à chaud, la pièce se refroidit dans le moule jusqu'à une température T1 (phase A de la fig. 1), comprise entre 1050 DEG C et Ar3, température à laquelle la pièce est décochée, c'est-à-dire sortie du moule. Puis, à une température T2 comprise entre 1000 DEG C et 850 DEG C, la pièce est maintenue pendant un temps t1 (phase B de la fig. 1) compris entre 10 mn et 2 heures.
La température T2 étant supérieure à la température Ar3 de la fonte moulée, la pièce est donc maintenue dans le domaine austénitique.
Ce maintien à la température T2 permet de supprimer, en grande partie, le gradient thermique existant entre les zones périphériques de la pièce moulée et la zone centrale, et entre les parties massives et les parties minces de cette pièce. De même, il diminue, sans la supprimer totalement, l'hétérogénéité chimique existant dans la pièce provoquée par la ségrégation des différents éléments lors de la solidification.
Le temps t1 d'homogénéisation doit être grand. Il est en pratique fixé entre 20 min et 1 heure.
Une fois le maintien isotherme réalisé à la température T2, on obtient une fonte à graphite sphéroïdal à structure austénitique caractérisée par une austénite, dite vierge, à grains beaucoup plus gros que ceux obtenus dans la procédure classique de réausténitisation par remontée en température de la pièce moulée.
Après ce maintien isotherme de la pièce moulée, celle-ci est trempée dans un bain d'huile de température T3 (phase C de la fig. 1). Cette température T3, située dans l'intervalle des températures du domaine bainitique de la fonte moulée, est limitée par la température maximale que l'huile peut supporter avant de s'enflammer.
En pratique, le bain d'huile est chauffé à une température T3, inférieure ou égale à 250 DEG C pour une huile ayant un point éclair de 290 DEG C. Cette température T3 est toujours supérieure à la température Tm permettant une transformation martensitique locale qui est inférieure ou égale à 230 DEG C selon la composition chimique de la fonte.
La pièce est retirée du bain d'huile lorsque ses zones les plus chaudes (donc les plus épaisses) ont atteint une température Th inférieure à la limite inférieure Tb du domaine perlitique qui est de l'ordre de 500 DEG C.
Ainsi pour une pièce présentant des variations d'épaisseur, il est possible, pour que toute la pièce soit à une température inférieure à la limite inférieure Tb du domaine perlitique, que les parties les moins épaisses de la pièce trempée soient refroidies jusqu'à 300 DEG C, voire 250 DEG C.
Ainsi, comme on le voit fig, 2, la durée de la trempe est fonction de l'épaisseur de la pièce. En effet, pour que la partie P1 la plus épaisse de la pièce à tremper soit à une température Th inférieure à la limite Tb inférieure du domaine perlitique, il convient d'effectuer une trempe en bain d'huile pendant un temps t qui fait que les parties P2 les moins épaisses de la pièce, sont à une température Ti inférieure à la température Th de la partie P1 la plus épaisse.
Mais la température T3 du bain d'huile étant toujours, comme il a été dit précédemment, supérieure à la température Tm permettant une transformation martensitique locale, aucune partie de la pièce trempée ne peut descendre à une température permettant l'apparition locale de martensite.
Ainsi, une fois la pièce trempée, c'est-à-dire quand toute la pièce est à une température inférieure à la température Tb constituant la limite inférieure de la perlite, la pièce présente en fait une gamme de température allant de Th (inférieure à Tb) pour les parties les plus épaisses de la pièce moulée, à Ti (supérieure à Tm et supérieure ou égale à T3) pour les parties les moins épaisses de la pièce.
Par ailleurs comme on le voit sur la fig. 2, il existe une épaisseur critique Ec, ou un diamètre critique Dc, qui est fonction à la fois de la température T2 de début de trempe et du milieu de trempe et qui détermine la pente de la ligne Ec d'évolution de la température en fonction du temps d'une pièce moulée d'épaisseur Ec (ou de diamètre Dc).
En effet, comme on le voit fig. 2, pour une certaine épaisseur critique Ec, la courbe de trempe d'une pièce présentant une telle épaisseur tangente le domaine d'apparition de la perlite. Or il convient d'éviter l'apparition de la perlite. Ainsi il est possible de définir la trempabilité d'une fonte par l'épaisseur critique Ec, ou le diamètre critique Dc, à partir duquel apparaît la structure perlitique.
Or, comme on le voit sur la fig. 3, le procédé de traitement thermique selon l'invention permet un déplacement vers le bas et vers la droite des courbes d'apparition de la perlite, de la bainite, et de la martensite, ce qui entraîne une augmentation de la trempabilité de la fonte. En effet, sur cette fig. 3, les courbes d'apparition des différentes structures dans le procédé selon l'invention sont constituées par la ligne 1 alors que les courbes d'apparition des mêmes structures dans les procédés classiques sont constituées par la ligne 2.
Pour illustrer ce phénomène, deux séries d'essais ont été réalisées qui mettent en évidence l'augmentation de la trempabilité résultant du procédé selon l'invention. Les résultats de ces essais apparaissent aux tableaux 1 et 2 ci-après.
<tb><TABLE> Columns=4
<tb>Title: Tableau 1
<tb>Head Col 01 AL=L: Analyse
<tb>Head Col 02 AL=L: Cycle thermique
<tb>Head Col 03 AL=L: Milieu de trempe
<tb>Head Col 04 AL=L: Diamètre critique de trempe
<tb> <SEP>3,7% C
2,4% Si
0,5% Cu
0,5% Mn
0,040% Mg <SEP>Refroidissement en moule
Réchauffage à 900 DEG C
Maintien 1 h à 900 DEG C <SEP>Bain de sels à 375 DEG C <SEP>Dc2 = 25 mm
<tb> <SEP>Décochage à 900 DEG C
Maintien 1 h à 900 DEG C <SEP>Huile à 240 DEG C <SEP>Dc1 = 40 mm
<tb></TABLE>
Ainsi, comme on le voit sur l'exemple présenté sur le tableau 1, à compositions de fonte identiques et à températures de début de trempe égales, le procédé selon l'invention entraîne un diamètre critique Dc1 de 40 mm alors que le procédé classique de réchauffage pour réausténitisation et trempe en bain de sels présente un diamètre critique Dc2 de 25 mm.
On voit donc que le procédé selon l'invention entraîne une augmentation de la trempabilité de 60%.
<tb><TABLE> Columns=4
<tb>Title: Tableau 2
<tb>Head Col 01 AL=L: Cycle thermique
<tb>Head Col 02 AL=L: Milieu de trempe
<tb>Head Col 03 AL=L: Diamètre critique de trempe
<tb>Head Col 04 AL=L: Analyse de la fonte
<tb> <SEP>Refroidissement en moule
Réchauffage à 900 DEG C
Maintien 1 h à 900 DEG C <SEP>Bain de sels à 375 DEG C <SEP>40 mm <SEP>3,7% C
2,4% Si
1,0% Cu
1,0% Ni
0,5% Mn
0,04% Mg
<tb> <SEP>Décochage à 900 DEG C
Maintien 1 h à 900 DEG C <SEP>Huile à 240 DEG C <SEP>40 mm <SEP>3,7% C
2,4% Si
0,5% Cu
0,5% Mn
0,04% Mg
<tb></TABLE>
Par ailleurs, comme on le voit sur le tableau 2, à trempabilité égale, c'est-à-dire pour une épaisseur critique de trempe de 40 mm, la composition de la fonte utilisée dans le procédé selon l'invention est beaucoup moins alliée que la fonte qui devrait être utilisée dans le procédé classique. Ainsi la teneur en cuivre est divisée par deux et le nickel n'est plus nécessaire. Ce procédé selon l'invention permet donc de réaliser une substantielle économie d'éléments d'alliage, ce qui, outre l'aspect économique d'un tel avantage, permet de réaliser des pièces de meilleure santé, car, comme il a déjà été dit précédemment, les éléments d'alliage entraînent l'apparition de porosité dans les fontes.
Une fois la trempe réalisée, c'est-à-dire aussitôt après que les parties les plus massives de la pièce sont à une température Th inférieure à Tb, les parties les moins épaisses étant à la température Ti, la pièce moulée est placée dans un four à une température T4 inférieure à Tb et supérieure à T3, four dans lequel a lieu la transformation isotherme de l'austénite en bainite. Le four peut être par exemple un four à passage du type tunnel.
La température T4 de ce four est fonction de la bainite que l'on désire obtenir. Ainsi si l'on désire obtenir une bainite inférieure (très dure) la température T4 du four purra être de l'ordre de 250 DEG à 260 DEG C, alors que si l'on désire une bainite supérieure (plus facile à usiner) la température T4 du four pourra atteindre 400 DEG C.
Selon un mode de réalisation préférentiel de l'invention, cette température T4 est fixée entre 340 DEG C et 375 DEG C. Le maintien de la pièce moulée dans le four à la température T4 entraîne donc un refroidissement des parties les plus chaudes de la pièce, qui étaient à la température Th, et un réchauffement des parties les plus froides de la pièce, qui étaient à la température Ti. Ainsi, on voit que les parties de la pièce les plus minces sont passées d'une température Ti du domaine bainitique inférieur, à une température T4 du domaine bainitique supérieur. Les pièces obtenues par le procédé selon l'invention sont donc caractérisées par l'existence, dans leurs parties les plus minces, d'aiguilles bainitiques, du type de celles existant dans une bainite inférieure, autour des nodules de graphite, le reste de la matrice étant une matrice bainitique supérieure.
Une fois la transformation isotherme de l'austénite en bainite réalisée, après un temps t2 compris entre 30 min et 3 heures, la pièce moulée est sortie du four de maintien isotherme, la pièce se refroidissant ensuite jusqu'à la température ambiante, l'austénite non transformée étant stabilisée, le refroidissement à température ambiante étant réalisée à l'eau ou à l'air. Grâce à la diminution des éléments d'alliage, la durée t2 de la phase D de maintien isotherme peut être diminuée de 15 à 30%.
Les aiguilles de bainite sont, dans une fonte à graphite sphéroïdal obtenue d'après le procédé selon l'invention, caractérisées par des longueurs moyennes de 25 à 35 microns, à comparer avec la taille moyenne des aiguilles de bainite obtenues d'après un procédé classique qui n'est que de 14 è 18 microns.
Ainsi grâce au procédé selon l'invention, il est possible d'obtenir une pièce moulée en fonte à graphite sphéroïdal à structure bainitique:
- en réalisant des économies d'énergie grâce à un décochage à chaud (par suppression de la phase de réausténitisation);
- en diminuant les éléments d'aillage;
- en permettant un traitement en continu des pièces puisque celles-ci, immédiatement après décochage ou après un maintien thermique d'homogénéisation, sont trempées dans un bain d'huile de température déterminée puis transportées vers un four de maintien isotherme;
- en améliorant la santé des pièces coulées grâce à la diminution des éléments d'alliage.
The present invention relates to a process for obtaining a bainitic structure cast iron and to a bainitic structure cast iron obtained by this process.
The present invention more particularly relates to a process for obtaining castings in spheroidal graphite cast iron with bainitic structure.
It is known to obtain a bainitic structure cast iron by quenching this cast iron from a temperature located in the austenitic range to a temperature situated at the level of the temperatures of existence of the bainitic domain, then to maintain this cast iron at constant temperature in the bainitic domain to obtain a progressive isothermal transformation of the austenite into bainite. Thus, a cast iron with a bainitic structure is obtained, the mechanical properties of which depend on the proportion of stabilized austenite, this proportion of austenite depending on the duration of the isothermal transformation and the holding temperature in the bainitic domain.
In the branch, the temperature Ar3 designates the temperature at the start of the transformation of the austenite into ferrite during cooling, and the temperature Ac3 the temperature at the end of the transformation of the ferrite into austenite during the annealing of the cast iron.
The commonly adopted method consists in producing a part by casting a liquid cast iron in a mold, which during its cooling passes through the austenitic temperature range, then in continuing the cooling down to a temperature lower than or equal to 600 DEG C, which results in the transformation of austenite into ferrite. The part, demolded at this temperature, is then reheated to a temperature higher than the temperature Ac3, which causes the matrix to be re-austenitized. Then, the heated part is quenched to the level of the temperatures of existence of the bainitic domain. The purpose of this quenching is to obtain a sufficiently rapid cooling to avoid the appearance of perlite which appears in a temperature range higher than that of bainite.
Once the bainitic domain is reached, the austenite is transformed into bainite during the isothermal maintenance which is of a duration determined beforehand depending on the chemical composition of the cast iron and the temperature of the isothermal maintenance.
The quenching and isothermal maintenance operations are usually carried out in salt bath ovens.
However, this treatment process in salt baths poses pollution problems since the salts used are oxidizing mixtures of nitrites and alkaline nitrates. Thus it is mandatory to carry out the isothermal maintenance of transformation of the austenite into bainite in the same salt bath as that used for quenching, in order to avoid in particular the multiplication of salt baths and the successive handling of the parts. molds causing entrainment of salts.
As a result, the bainitic treatment is usually carried out on parts grouped in fillers whose mass is compatible with the volume of the salt bath. These charges being treated successively, it follows that the productivity of the salt bath installations is low due to the non-availability of the quenching medium throughout the duration of the isothermal maintenance.
Isothermal maintenance in a salt bath therefore becomes a limiting step in the process.
Finally, once the austenite has been transformed into a bainite, it is advisable, in the quenching processes in a salt bath, to carry out a washing of the quenched part, then a passivation treatment of the part which, once washed , oxidizes.
It is therefore appropriate, in an industrial process for obtaining a cast iron part with bainitic structure, to be able to dissociate the phases of quenching and isothermal maintenance, in order to be able to accelerate the rate of production, the isothermal transformation of austenite in bainite no longer becoming a limiting step in the process.
EP 95 470 thus discloses a process for obtaining a bainitic structure by raising the temperature of the molded part above the temperature at which austenite appears.
After this rise in temperature, rapid quenching in an oil bath is carried out up to 240 DEG C, then the part is reheated to a temperature of 380 DEG C and maintained at this temperature to obtain the isothermal transformation of the austenite into bainite.
However, such a process requires, like the conventional process, significant additions of alloying elements in the case of solid parts, which has the effect of increasing the treatment time and making the stabilization of the austenite more difficult. Furthermore, the addition of alloying elements increases the porosity of the cast irons and therefore reduces their mechanical properties. In addition, heating the cast iron above the austenitization temperature results in additional energy consumption. Finally, the rise in temperature to 380 DEG C has no real meaning since the rise temperature depends on the type of bainite desired. Likewise, the quenching temperature, fixed at 240 DEG C in application EP 95 470, leads to a distribution of the temperatures in the part as a function of the geometry and of the holding time in the oil bath.
We know from the document "Energy savings by hot picking and heat treatment of foundry parts" (international seminar on energy savings - Düsseldorf, February 1984) that hot picking of castings in graphite cast iron spheroidal followed by maintaining homogenization in the austenitic field leads to an increase in the quenchability of cast iron, this being accompanied by an energy saving as well as a saving of alloying elements.
There is thus known, from this document, a process for obtaining a bainitic matrix cast iron by hot peeling in the austenitic domain followed by quenching from 1000 DEG C to 360 DEG C followed by isothermal maintenance, the quenching and isothermal maintenance being carried out in fluidized bed ovens.
But tests carried out on cast iron alloyed with 3.4% C, 2.5% Si, 2.45% Ni, 0.46% Mo, and 0.05% Mg, to obtain a bainitic matrix cast iron, have shown that the characteristics observed are significantly lower than those obtained by conventional methods by simple transposition of the processing parameters and that the use of fluidized bed ovens requires the use of very alloyed cast irons resulting in the appearance of porosities in solid parts. Finally, quenching in a fluidized bed only allows heat exchanges representing only about 50% of the heat exchanges obtained by a conventional process of quenching in a salt bath.
We therefore posed the problem of carrying out a process for producing cast iron with a bainitic structure, making it possible to achieve both an increase in productivity and energy savings while reducing waste by obtaining a material. of better quality, thanks to the minimization of the addition of alloying elements.
The present invention which solves this problem therefore relates to a process for obtaining cast iron with a bainitic structure of the quenching type of the part from the austenitic domain to the bainitic domain, followed by the isothermal transformation of austenite into bainite. , characterized by the steps defined in claim 1.
Other characteristics and advantages will emerge from the following description given with reference to the figures given solely by way of nonlimiting example.
Fig. 1 is a diagram illustrating the evolution of the temperature of the molded part as a function of time according to the method according to the invention.
Fig. 2 is a diagram illustrating the different quenching curves obtained according to the method according to the invention as a function of the thickness of the quenched part, the temperature and the time.
Fig. 3 is a diagram illustrating the different domains of existence of the austenitic, pearlitic, bainitic and martensitic structures as a function of temperature and time, as well as the displacement of these domains according to the method according to the invention.
The first step of the method according to the invention being to carry out a hot unhooking of the molded part, the molding process should be effectively compatible with hot unhooking.
However, it has become apparent that the hot release must be all the more rapid the lower the massiveness of the part. Furthermore, the stall should not cause any marking or deformation of the part. Finally, the heat treatment, to which the molded part is subjected in the process according to the invention, requires that the part be clean.
Thus two main criteria define the compatibility of the molding process with the hot release of molded parts
- the duration of the hot release operation;
- the external appearance of the part after hot removal.
Studies have shown that hot peeling was compatible with both soft sand molding (without binder) as well as shell molding or even sand molding linked by chemical binders.
After having cast the part in spheroidal graphite cast iron according to a process compatible with hot release, the part cools in the mold to a temperature T1 (phase A in fig. 1), between 1050 DEG C and Ar3, temperature at which the part is released, that is to say out of the mold. Then, at a temperature T2 of between 1000 DEG C and 850 DEG C, the part is maintained for a time t1 (phase B in FIG. 1) of between 10 min and 2 hours.
The temperature T2 being higher than the temperature Ar3 of the cast iron, the part is therefore maintained in the austenitic domain.
This maintenance at the temperature T2 makes it possible to eliminate, for the most part, the thermal gradient existing between the peripheral zones of the molded part and the central zone, and between the solid parts and the thin parts of this part. Likewise, it decreases, without completely eliminating it, the chemical heterogeneity existing in the part caused by the segregation of the different elements during solidification.
The homogenization time t1 must be long. It is in practice fixed between 20 min and 1 hour.
Once the isothermal maintenance has been carried out at the temperature T2, a spheroidal graphite cast iron with an austenitic structure is obtained, characterized by an austenite, called virgin, with grains much larger than those obtained in the conventional re-austenitization procedure by raising the temperature of the part. molded.
After this isothermal holding of the molded part, it is soaked in a bath of oil of temperature T3 (phase C of fig. 1). This temperature T3, situated in the temperature range of the bainitic domain of the cast iron, is limited by the maximum temperature that the oil can withstand before igniting.
In practice, the oil bath is heated to a temperature T3, less than or equal to 250 DEG C for an oil having a flash point of 290 DEG C. This temperature T3 is always higher than the temperature Tm allowing a local martensitic transformation which is less than or equal to 230 DEG C depending on the chemical composition of the cast iron.
The part is removed from the oil bath when its hottest zones (therefore the thickest) have reached a temperature Th lower than the lower limit Tb of the pearlitic domain which is of the order of 500 DEG C.
Thus for a part having variations in thickness, it is possible, so that the whole part is at a temperature below the lower limit Tb of the pearlitic domain, that the thinner parts of the quenched part are cooled to 300 DEG C, even 250 DEG C.
Thus, as seen in fig, 2, the duration of the quenching is a function of the thickness of the part. In fact, so that the thickest part P1 of the part to be quenched is at a temperature Th lower than the lower limit Tb of the pearlitic domain, it is necessary to carry out quenching in an oil bath for a time t which means that the less thick parts P2 of the part are at a temperature Ti lower than the temperature Th of the thickest part P1.
However, as the temperature T3 of the oil bath is always, as has been said previously, greater than the temperature Tm allowing a local martensitic transformation, no part of the quenched part can drop to a temperature allowing the local appearance of martensite.
Thus, once the part has been quenched, that is to say when the whole part is at a temperature below the temperature Tb constituting the lower limit of the perlite, the part in fact has a temperature range going from Th (lower to Tb) for the thickest parts of the molded part, to Ti (greater than Tm and greater than or equal to T3) for the thinner parts of the part.
Furthermore, as can be seen in FIG. 2, there exists a critical thickness Ec, or a critical diameter Dc, which is a function both of the temperature T2 at the start of quenching and of the quenching medium and which determines the slope of the line Ec of evolution of the temperature in time function of a molded part of thickness Ec (or of diameter Dc).
Indeed, as seen in fig. 2, for a certain critical thickness Ec, the quenching curve of a part having such a tangent thickness the range of appearance of the perlite. However, the appearance of perlite should be avoided. Thus it is possible to define the hardenability of a cast iron by the critical thickness Ec, or the critical diameter Dc, from which the pearlitic structure appears.
However, as can be seen in FIG. 3, the heat treatment method according to the invention allows a displacement downward and to the right of the appearance curves of perlite, bainite, and martensite, which results in an increase in the quenchability of the cast iron . Indeed, in this fig. 3, the appearance curves of the different structures in the method according to the invention are constituted by line 1 while the appearance curves of the same structures in the conventional methods are constituted by line 2.
To illustrate this phenomenon, two series of tests have been carried out which demonstrate the increase in the hardenability resulting from the process according to the invention. The results of these tests appear in Tables 1 and 2 below.
<tb> <TABLE> Columns = 4
<tb> Title: Table 1
<tb> Head Col 01 AL = L: Analysis
<tb> Head Col 02 AL = L: Thermal cycle
<tb> Head Col 03 AL = L: Quenching medium
<tb> Head Col 04 AL = L: Critical quenching diameter
<tb> <SEP> 3.7% C
2.4% If
0.5% Cu
0.5% Mn
0.040% Mg <SEP> Cooling in mold
Reheating to 900 DEG C
Maintenance 1 hour at 900 DEG C <SEP> Salt bath at 375 DEG C <SEP> Dc2 = 25 mm
<tb> <SEP> Stall at 900 DEG C
Hold for 1 hour at 900 DEG C <SEP> Oil at 240 DEG C <SEP> Dc1 = 40 mm
<tb> </TABLE>
Thus, as can be seen in the example presented in Table 1, with identical pig iron compositions and at equal quenching temperatures, the method according to the invention results in a critical diameter Dc1 of 40 mm whereas the conventional method of reheating for re-austenitization and quenching in a salt bath has a critical diameter Dc2 of 25 mm.
It can therefore be seen that the process according to the invention leads to an increase in the hardenability of 60%.
<tb> <TABLE> Columns = 4
<tb> Title: Table 2
<tb> Head Col 01 AL = L: Thermal cycle
<tb> Head Col 02 AL = L: Quenching medium
<tb> Head Col 03 AL = L: Critical quenching diameter
<tb> Head Col 04 AL = L: Analysis of the cast iron
<tb> <SEP> Cooling in mold
Reheating to 900 DEG C
Maintenance 1 hour at 900 DEG C <SEP> Salt bath at 375 DEG C <SEP> 40 mm <SEP> 3.7% C
2.4% If
1.0% Cu
1.0% Ni
0.5% Mn
0.04% Mg
<tb> <SEP> Stall at 900 DEG C
Maintenance 1 hour at 900 DEG C <SEP> Oil at 240 DEG C <SEP> 40 mm <SEP> 3.7% C
2.4% If
0.5% Cu
0.5% Mn
0.04% Mg
<tb> </TABLE>
Furthermore, as can be seen in table 2, for equal hardenability, that is to say for a critical quenching thickness of 40 mm, the composition of the cast iron used in the process according to the invention is much less alloyed. than cast iron which should be used in the conventional process. Thus the copper content is halved and nickel is no longer necessary. This method according to the invention therefore makes it possible to achieve a substantial saving in alloying elements, which, in addition to the economic aspect of such an advantage, makes it possible to produce parts of better health, because, as has already been said previously, the alloying elements cause the appearance of porosity in the cast irons.
Once the quenching has been carried out, that is to say immediately after the most massive parts of the part are at a temperature Th lower than Tb, the less thick parts being at the temperature Ti, the molded part is placed in an oven at a temperature T4 lower than Tb and higher than T3, oven in which the isothermal transformation of the austenite into bainite takes place. The oven may for example be a passage type tunnel oven.
The temperature T4 of this furnace is a function of the bainite which it is desired to obtain. Thus if one wishes to obtain a lower bainite (very hard) the temperature T4 of the oven can be of the order of 250 DEG to 260 DEG C, while if one wishes a higher bainite (easier to machine) the oven temperature T4 can reach 400 DEG C.
According to a preferred embodiment of the invention, this temperature T4 is fixed between 340 DEG C and 375 DEG C. Maintaining the molded part in the oven at temperature T4 therefore results in cooling of the hottest parts of the part , which were at temperature Th, and a warming of the coldest parts of the room, which were at temperature Ti. Thus, it can be seen that the thinnest parts of the part have gone from a temperature Ti of the lower bainitic domain, to a temperature T4 of the upper bainitic domain. The parts obtained by the process according to the invention are therefore characterized by the existence, in their thinnest parts, of bainitic needles, of the type of those existing in a lower bainite, around the graphite nodules, the rest of the matrix being a superior bainitic matrix.
Once the isothermal transformation of the austenite into bainite has been carried out, after a time t2 of between 30 min and 3 hours, the molded part is removed from the isothermal holding oven, the part then cooling to ambient temperature, the unprocessed austenite being stabilized, cooling to room temperature being carried out with water or air. Thanks to the reduction in the alloying elements, the duration t2 of phase D of isothermal maintenance can be reduced by 15 to 30%.
The bainite needles are, in a spheroidal graphite cast iron obtained according to the process according to the invention, characterized by average lengths of 25 to 35 microns, to be compared with the average size of the bainite needles obtained according to a process classic which is only 14 to 18 microns.
Thus, thanks to the method according to the invention, it is possible to obtain a molded part in spheroidal graphite cast iron with bainitic structure:
- by saving energy thanks to a hot release (by eliminating the re-austenitization phase);
- by reducing the peening elements;
- allowing a continuous treatment of the parts since these, immediately after unhooking or after thermal maintenance of homogenization, are soaked in an oil bath of determined temperature and then transported to an isothermal maintenance oven;
- by improving the health of the castings by reducing the alloying elements.