DE3787302T2

DE3787302T2 - Ferritisches Kugelgraphit-Gusseisen für den Einsatz bei erhöhter Temperatur.

Info

Publication number: DE3787302T2
Application number: DE87104872T
Authority: DE
Inventors: Thomas Raymond Farrell
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1986-04-07
Filing date: 1987-04-02
Publication date: 1994-02-24
Anticipated expiration: 2007-04-03
Also published as: EP0241812A3; EP0241812B1; JPS62263950A; KR870010207A; DE3787302D1; EP0241812A2

Description

Diese Erfindung bezieht sich allgemein auf eine ferritische duktile Gußeisen-Zusammensetzung bzw. eine ferritische Gußeisen-Zusammensetzung mit Kugelgraphit mit verbesserten Eigenschaften bei erhöhter Temperatur, und sie bezieht sich insbesondere auf eine ferritische duktile Gußeisen-Zusammensetzung, die im wesentlichen immun gegen Versprödung bei erhöhter Temperatur ist.
Ferritisches duktiles Gußeisen ist eine wichtige Konstruktionslegierung mit verschiedenen Vorteilen gegenüber Stahlprodukten, die geringe Materialkosten und Gießbarkeit einschließen. Für Anwendungen bei erhöhter Temperatur werden Stahlprodukte jedoch wegen ihrer hervorragenden mechanischen Eigenschaften ausgewählt. Die Erscheinung der Sprödigkeit bzw. Brüchigkeit bei erhöhter Temperatur (ETB) ist teilweise verantwortlich dafür, daß duktiles Eisen bei solchen Anwendungen nicht mit Stählen konkurrieren kann. Dies ist insbesondere bei Fällen richtig, bei denen eine gute Beständigkeit gegenüber thermischer Ermüdung erforderlich ist, wie bei Anwendungen für Turbinengehäuse, Hochdruckbehälter und Maschinenkomponenten.
Obwohl die Erscheinung der Versprödung bzw. Brüchigkeit von ferritischem duktilem Gußeisen bei erhöhten Temperaturen viele Jahre bekannt war, ist wenig unternommen worden, sie zu verstehen. Es wurde gezeigt, daß ETB sich innerhalb eines ziemlich engen Bereiches erhöhter Temperatur aufgrund seiner ausgeprägten Wirkung auf verschiedene physikalische Eigenschaften manifestiert. Solche Wirkungen schließen eine verringerte Zugfestigkeit, eine verringerte Zugduktilität und eine verringerte Beständigkeit gegen Kurzzeitermüdung ein. Die Ursache für diese nachteiligen Wirkungen auf solche Materialeigenschaften ist das direkte Ergebnis eines interkristallinen Bruches.
Es wurde auch festgestellt, daß die Temperatur, bei der die Duktilität minimiert ist, variabel ist und daß sie von der Dehnungs- bzw. Verformungsgeschwindigkeit abhängt. Für das in Frage stehende Eisen liegt diese Temperatur für Dehnungsgeschwindigkeiten von 2,8·10&supmin;&sup4; s-1 bzw. 1,4·10&supmin;² s-1 bei 400ºC (725ºF) bzw. 500ºC (932ºF) . Aber selbst mit diesem Wissen hat sich eine Lösung des Problems der ETB der Gießereiindustrie bisher entzogen.
GB-A-2 147 007 offenbart ein ferritisches Gußeisen mit Kugelgraphit, das Magnesium- und Schwefel-Gehalte im Bereich von 0,02 bis 0,15% bzw.
0 bis 0,03 Gew.-% aufweist und das eine hohe Beständigkeit gegenüber Oxidation bei der Blausprödigkeits-Temperatur und einen hohen Grad von Zähigkeit und Bruchbeständigkeit bei hohen Temperaturen haben soll.
DE-A-17 58 038 offenbart ein duktiles Gußeisen mit Kugelgraphit mit Magnesium- und Schwefel- Gehalten, die im Bereich von 0 bis 0,01% bzw. 0,02 bis 0,07 Gew.-% liegen. Dieses Gußeisen hat ein Gefüge, das weniger als 10 Gew,.% Perlit enthält.
Es gibt daher einen Bedarf an einem ferritischen duktilen Gußeisen mit verbesserten Eigenschaften bei erhöhter Temperatur, einschließlich verbesserter Zugduktilität, verbesserter Beständigkeit gegen Kurzzeitermüdung und vermindertem interkristallinen Bruch.
Die vorliegende Erfindung wurde entwickelt, um die temperaturbezogenen Nachteile konventionellen Eisens zu überwinden, indem sie ein neues ferritisches duktiles Gußeisen mit verbesserter Festigkeit, Duktilität und Beständigkeit gegen thermische Ermüdung bei erhöhten Temperaturen schafft. Ein umfangreiches Testen der Wirkungen der chemischen Zusammensetzung, der Verformungsgeschwindigkeit und der Temperatur hat zu der Feststellung geführt, daß gewisse duktile Eisenzusammensetzungen hergestellt werden können, die dem ETB gegenüber im wesentlichen immun sind und verbesserte Ermüdungseigenschaften aufweisen, die verschiedenen üblichen Stählen vergleichbar sind.
Die Charakteristika von ETB haben sich als ähnlich der metallinduzierten Versprödung erwiesen, da beide Erscheinungen Beginn und Erholung und eine Verformungsgeschwindigkeitswirkung zeigen. Verschlechterte mechanische Eigenschaften, die mit ETB in Beziehung stehen, haben sich als das direkte Ergebnis der Entwicklung von interkristallinem Bruch erwiesen, der sich beim Erreichen maximaler Belastung entwickelt.
Der für ETB verantwortliche Mechanismus scheint die von Magnesium unterstützte Schwefelsegregation zu sein. Die Identifikation dieses Mechanismus beruht auf den Beziehungen zwischen Magnesium, Schwefel und dem Auftreten von ETB (Brüchigkeit bzw. Sprödigkeit bei erhöhter Temperatur). Als Ergebnis dieser Erkenntnis wurden ferritische duktile Eisenzusammensetzungen gemäß der vorliegenden Erfindung geschaffen, die geringe Mengen an Schwefel und/oder Magnesium enthalten und so im wesentlichen immun gegenüber ETB sind.
Das Auftreten von ETB wurde studiert durch untersuchen eines Wertes, der als "Duktilitätsverhältnis" definiert ist, das die bei erhöhter Temperatur von 425ºC (800ºF) gemessene Duktilität, dividiert durch die Duktilität bei Raumtemperatur ist. Das Duktilitätsverhältnis trennt ETB-Wirkungen von anderen Wirkungen auf die Duktilität. Das Legieren und das Gefüge beeinflussen sowohl die Duktilität bei Raumtemperatur als auch die bei erhöhter Temperatur und lassen das Duktilitätsverhältnis unverändert. ETB beeinflußt jedoch nur die Duktilität bei erhöhter Temperatur und verändert so das Duktilitätsverhältnis dramatisch. Würde man sich nur auf die Duktilität bei erhöhter Temperatur allein als einem Indikator von ETB verlassen, würde dies aufgrund der verhüllenden oder verdunkelnden Wirkungen des Legierens und des Gefüges eine sehr viel schwächere Beziehung ergeben.
Die meisten der derzeit vermarkteten ferritischen duktilen Gußeisen unterliegen der ETB und würden daher nur eine begrenzte Temperaturfähigkeit offerieren. Durch Beseitigen von ETB, wie durch die Erfindung gelehrt, erhält man eine verbesserte Legierung, die eine unlegiertem bzw. niedrig legiertem Kohlenstoff stahl vergleichbare Ermüdungsbeständigkeit bei erhöhter Temperatur aufweist.
Es ist daher eine primäre Aufgabe der Erfindung, eine ferritische duktile Gußeisen-Zusammensetzung zu schaffen, die durch Kontrollieren und Begrenzen der Restkonzentrationen von Magnesium und Schwefel im wesentlichen immun gegenüber ETB (Brüchigkeit bei erhöhter Temperatur) ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine ferritische duktile Gußeisen-Zusammensetzung bzw. eine ferritische Gußeisen-Zusammensetzung mit Kugelgraphit geschaffen, die dadurch gekennzeichnet ist, daß sie eine Restmenge an Schwefel in Gew.-% von nicht mehr als 0,015 umfaßt und daß die Kombination der Restmengen von Magnesium und Schwefel in dem Parameter (Mg + 4,5 S) in Gew.-% nicht größer als 0,070 ist und die Graphit umfaßt, wobei der genannte Graphit 99 Vol.-% vom ASTM-Typ I und/oder ASTM-Typ II sowie 1 Vol.-% vom ASTM Typ IV umfaßt.
In einer bevorzugten Ausführungsform schließt das Gefüge der Eisen-Zusammensetzung eine Menge von 3 Gew.-% Perlit ein.
In einer anderen bevorzugten Ausführungsform ist die Eisen-Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung eine unterkritisch geglühte Eisen-Zusammensetzung und bevorzugter eine bei 900ºC kritisch und bei 720ºC unterkritisch geglühte Eisen-Zusammensetzung.
In noch einer anderen bevorzugten Ausführungsform haben die Eisen-Zusammensetzungen der vorliegenden Erfindung ein Duktilitätsverhältnis, das nicht kleiner als 0,6 ist.
Verschiedene andere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung ergeben sich aus der folgenden detaillierten Beschreibung in Verbindung mit den begleitenden Tabellen und Zeichnungen, worin
Tabelle 1 eine Liste verschiedener chemischer Zusammensetzungen der Schmelzen von ferritischem duktilem Gußeisen ist, die jede Komponente in Gew.-% angibt;
Tabelle 2 eine Liste der Wärmebehandlungen und Gefüge von ferritischem duktilem Gußeisen ist;
Tabelle 3 eine Liste der Bruchcharakteristika der Schmelzen G und H ist;
Fig. 1 ein Diagramm der Querschnittsabnahme beim Zugversuch der Schmelzen B, E, G und H als eine Funktion der Temperatur ist;
Fig. 2 eine graphische Darstellung der Bruchfestigkeit der Schmelzen B, E, G und H als Funktion der Temperatur ist;
Fig. 3 ein metallographischer Bruchquerschnitt eines Probekörpers vom Zugversuch von der Schmelze G ist, der Flächen des interkristallinen Bruches und der Schrumpfungsporosität identifiziert (200fache Vergrößerung) , getestet bei 425ºC (800ºF) , Atzung mit alkoholischer Salpetersäure;
Fig. 4 ein metallographischer Bruchquerschnitt eines Probekörpers des Zugversuches der Schmelze H (200fache Vergrößerung) ist, getestet bei 425ºC (800ºF) , Ätzung mit alkoholischer Salpetersäure;
Fig. 5 ein graphische Darstellung der Abhängigkeit der Duktilität bei erhöhter Temperatur ferritischen duktilen Gußeisens vom Magnesium- und Schwefel-Gehalt ist, worin ein ETB-Immunitätsbereich zwischen den Diagrammachsen und der Linie Mg + 4,5S = 0,07 definiert ist;
Fig. 6 eine graphische Darstellung der Querschnittsverringerung beim Zugversuch als Funktion der Dehnungsgeschwindigkeit und Temperatur bei den Schmelzen G und H ist;
Fig. 7 eine graphische Darstellung der Bruchspannung als Funktion der Dehnungsgeschwindigkeit und Temperatur für die Schmelzen G und H ist;
Fig. 8(A) eine Ansicht der Bruchoberfläche eines Probenkörpers des Zugversuches der Schmelze G ist, die Flächen des interkristallinen Bruches und der Schrumpfungsporosität identifiziert (200fache Vergrößerung) , getestet bei 370ºC (700ºF) bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 4,4·10&supmin;&sup5; s-1;
Fig. 8(B) eine Ansicht der Bruchoberfläche eines Probenkörpers des Zugversuches der Schmelze G ist, die Flächen des interkristallinen Bruches und der Schrumpfungsporosität identifiziert (1000fache Vergrößerung), getestet bei 370ºC (700ºF) bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 4,4·10&supmin;&sup5; s-1;
Fig. 9(A) eine Ansicht der Bruchoberfläche eines Probekörpers des Zugversuches der Schmelze H (200fache Vergrößerung) ist, getestet bei 370ºC (700ºF) bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 4,4·10&supmin;&sup5; s-1
Fig. 9(B) eine Ansicht der Bruchoberfläche eines Probekörpers des Zugversuches der Schmelze H (1000fache Vergrößerung) ist, getestet bei 370ºC (700ºF) bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 4,4·10&supmin;&sup5; s-1
Fig. 10 ein mit dem Transmissions-Elektronenmikroskop auf genommener Reliefabdruck der Fraktographie der interkristallinen Bruchoberfläche bei einem Probekörper der Schmelze G (10 000fache Vergrößerung) ist;
Fig. 11 ein mit dem Transmissions-Elektronenmikroskop auf genommener Reliefabdruck des Schrumpfungsbereiches eines Probekörpers der Schmelze G (10 000fache Vergrößerung) ist;
Fig. 12 den interkristallinen Bruchbereich eines Probekörpers der Schmelze E zeigt, der Flächen des interkristallinen Bruches und der Schrumpfungsporosität identifiziert (500fache Vergrößerung), vorgedehnt bei 525ºC (800ºF)
Fig. 13 das Kurzzeit-Ermüdungsverhalten von ferritischem duktilen Gußeisen, getestet bei 425ºC (800ºF) zeigt;
Fig. 14(A) eine Bruchoberfläche eines bei 425ºC (800ºF) auf Kurzzeitermüdung getesten Probenkörpers der Schmelze B (75fache Vergrößerung) zeigt,
Fig. 14(B) eine Bruchoberfläche eines bei 425ºC (800ºF) auf Kurzzeitermüdung getesten Probenkörpers der Schmelze B (500fache Vergrößerung) zeigt,
Fig. 15(A) eine Bruchoberfläche eines bei 425ºC (800ºF) auf Kurzzeitermüdung getesten Probenkörpers der Schmelze H (75fache Vergrößerung) zeigt,
Fig. 15(B) eine Bruchoberfläche eines bei 425ºC (800ºF) auf Kurzzeitermüdung getesten Probenkörpers der Schmelze H (500fache Vergrößerung) zeigt,
Fig. 16 die Wirkung der Dehnungsgeschwindigkeit auf die Duktilität bei erhöhter Temperatur von ferritischem duktilem Gußeisen zeigt und
Fig. 17 ein Vergleich der Kurzzeitermüdungs-Eigenschaften der Schmelzen H, I, J und K mit Gußstahl A216WCC und Blechstahl A516G-Gr55 (Querorientierung) bei 425ºC (800ºF) ist.
Um die Erscheinung der Sprödigkeit bzw. Brüchigkeit bei erhöhter Temperatur in ferritischem duktilem Gußeisen besser zu verstehen, wurde eine tiefgründige Untersuchung ausgeführt, um die Wirkungen der chemischen Zusammensetzung, Dehnungsgeschwindigkeit und Temperatur auf ETB zu untersuchen. Es wurden 26 verschiedene Materialzusammensetzungen, die einen weiten Bereich ferritischer duktiler Gußeisen-Zusammensetzungen darstellen, zur Untersuchung ausgewählt. Die chemische Zusammensetzung jeder Schmelze ist in Tabelle 1 angegeben, und eine Beschreibung jeder Schmelze hinsichtlich der Wärmebehandlung und des Gefüges ist in Tabelle 2 zu finden.
Das allgemeinen mechanische Verhalten ferritischen Gußeisens unter den Betriebsbedingungen des ETB wurde mittels des Zugversuches und der Kurzzeitermüdung untersucht. Die Zugversuche wurden in vier Reihen ausgeführt, die erste Reihe schloß einen Lufttest von Testproben mit 6,35 mm Durchmesser von Raumtemperatur bis 650ºC (1200ºF) unter Anwendung der Standard-ASTM-Praxis ein. In erster Linie wurden die Schmelzen 3, E, G und H untersucht. Die Dehnungsgeschwindigkeit bei diesen Tests betrug 8,3·10&supmin;&sup5; s-1 bis zur Dehnung und dann 8,3·10&supmin;&sup4; s-1 bis zum Bruch.
Die mikroskopische Untersuchung von schadhaften bzw. gebrochenen Probekörpern des Zugversuches und des Ermüdungstests erfolgte mittels Längsschnitten, Rasterelektronenmikroskopie, Reliefabdruck-Transmissions-Elektonenmikroskopie und energiedispersiver Röntgenanalyse.
Fig. 1 zeigt die Querschnittsverringerung der ersten Reihe von Zugtests als Funktion der Temperatur für die Schmelzen B, E, G und H. Die ETB- Betriebsbedingungen sind bei 425ºC (800ºF) genau abgegrenzt. Es ist wichtig zu bemerken, daß die Schmelze H im wesentlichen unbeeinflußt durch ETB zu sein scheint und deutlich weniger Versprödung bzw. Brüchigkeit als andere Schmelzen zeigt.
Die ETB-Betriebsbedingungen sind weniger deutlich sichtbar bei den in Fig. 2 aufgetragenen Bruchspannungsdaten. Aber auch hier zeigt die Schmelze H, die eine bevorzugte Schmelze ist, eine höhere Bruchspannung, obwohl alle Schmelzen eine rapide Abnahme der Bruchspannung mit steigender Temperatur zeigen. Metallographische Schnitte der bei 425ºC (800ºF) getesteten Probekörper der Schmelzen G und H zeigen die Anwesenheit von interkristallinem Bruch in der Schmelze G, wie in Fig. 3 gezeigt, während keiner in der Schmelze H gefunden wurde, wie in Fig. 4 gezeigt.
Aus den bei Raumtemperatur und 425ºC (800ºF) ausgeführten Zugtests der gesamten Gruppe von Schmelzen, die in Tabelle 1 aufgeführt ist, ist ersichtlich, daß das Verhältnis des ETB-Minimums der Querschnittsverringerung zur Querschnittsverringerung bei Raumtemperatur, ausgedrückt als Duktilitätsverhältnis "DR", mit der Kombination an Magnesium(Mg)- und Schwefel(S)-Gehalt in jeder Schmelze korreliert. Diese Beziehung ist in Fig. 5 gezeigt. Der DR-Wert trennt klar ETB-Wirkungen von Variationen in den mechanischen Eigenschaften aufgrund von Legieren und Gefüge. Ein Duktilitätsverhältnis nahe 1 schließt ein Verhalten ähnlich Schmelze H ein, während ein Verhältnis nahe einem Viertel ein Verhalten ähnlich Schmelze G inpliziert. Ein dürftiges Duktilitätsverhältnis ist eindeutig mit erhöhtem Mg- und S-Gehalt in Beziehung zu setzen. Durch Aufrechterhalten des Parameters (Mg + 4,5S) unterhalb 0,07 wird ETB vermieden. Dies repräsentiert ein dreieckiger Bereich, wie auf der linken Seite der Fig. 5 gezeigt. Die Tatsache, daß das ETB-Verhalten gut durch den Restgehalt an Mg und S definiert ist, läßt eine Hauptrolle dieser beiden Elemente deutlich erkennen.
Fig. 5 schließt Daten von Schmelzen ein, die degenerierten Graphit (ASTM Typ IV) enthalten. Solche Strukturen reflektieren üblicherweise ein Mg-"Abklingen" oder eine ungenügende Mg-Zugabe, und sie können trotz ihrer Immunität gegenüber ETB unakzeptabel sein.
Die zweite Reihe von Zugtests mit konstanter Verformung wurde auf einer Gleeble 1500-Testvorrichtung ausgeführt. Daten dieser Tests beweisen die Wirkung der Dehnungsgeschwindigkeit auf ETB. Fig. 6 zeigt Daten der Querschnittsverringerung für die Schmelzen G und H. Die relativ hervorragende Duktilität und das tiefere Temperaturminimum der Schmelze H wird wiederum deutlich. Darüber hinaus ist klar, daß die Temperatur der minimalen Querschnittsverringerung für die größere Dehnungsgeschwindigkeit um 130ºC (235ºF) höher liegt. Darüber hinaus ist der ETB-Temperaturbereich (der Bereich, über den die Querschnittsverringerung vermindert ist) für die höhere Dehnungsgeschwindigkeit größer. Die Wirkung der Dehnungsgeschwindigkeit auf die Bruchspannung ist in Fig. 7 gezeigt.
Der Unterschied in der Brüchigkeit, der (neben anderen) zwischen den Schmelzen G und H beobachtet wird, kann mittels Fraktographie mit dem Grad des interkristallinen Bruches in Beziehung gesetzt werden, wie in den Fig. 8(A) und 8(B) gezeigt. Die ausgeprägte Brüchigkeit der Schmelze G steht in Beziehung mit dem ausgedehnten interkristallinen Bruch und der Anwesenheit von Schrumpfungsporosität innerhalb des Bereiches des interkristallinen Bruches. Die Fig. 9(A) und 9(B) zeigen das klassische grübchenförmige Bruchverhalten, das die weniger spröde bzw. brüchige Schmelze H dominiert.
Eine quantitative Beschreibung des Ausmaßes des interkristallinen Bruches findet sich in Tabelle 3 und ist in Fig. 6 für viele der auf der Gleeble- Vorrichtung getesteten Probekörper aufgetragen. Eine repräsentative Relieffraktographie mit dem Transmissions-Elektronenmikroskop von einer interkristallinen Oberfläche, die bei 425ºC (800ºF) dem Zugtest unterworfen worden war, ist in Fig. 10 gezeigt. Gleichfalls bestätigt die Fraktographie mittels Transmissions-Elektronenmikroskop, daß Porosität das Ergebnis der Schrumpfung während der Erstarrung ist, wie in Fig. 11 gezeigt.
Eine dritte Reihe von an zwei Stufen unterbrochenen Zugtests ergibt eine klare Abgrenzung der Bereiche interkristallinen Bruches und zeigt, daß der Bruch an den Schrumpfungsporen beginnt. Diese Tests schlossen ein erstes Vorbelasten des Teststabes bei 425ºC (800ºF) unter Anwendung der Standard- ASTM-Zugtestprozeduren und dann das Unterbrechen des Testes vor dem Erreichen der maximalen Belastung ein. Die vorbelasteten Stäbe wurden dann bei Raumtemperatur getestet, um ein Bruch-Einleitungsverhalten zu zeigen. Fig. 12 zeigt eine mit dem Rasterelektronenmikroskop erhaltene Fraktographieaufnahme eines dieser unterbrochenen Zugtests. Es ist aufgrund dieser Tests klar, daß der Bruch an Schrumpfungsporen im ETB-Temperaturbereich beginnt.
Dehnungskontrollierte Kurzzeitermüdungstest-Ergebnisse sind in Fig. 13 angegeben. Ein klarer Unterschied in der Ermüdungsbeständigkeit wird deutlich. Solche Schmelzen mit einer hervorragenden Beständigkeit gegen Kurzzeitermüdung haben auch eine verringerte Sprödigkeit bei erhöhter Temperatur. Diese Ergebnisse stehen in Beziehung mit dem Mg- und S-Gehalt (DR-Verhältnis), das oben diskutiert wurde.
Eine mit dem Rasterelektronenmikroskop ausgeführte fraktographische Untersuchung des Probenkörpers der Schmelze B auf Kurzzeitermüdung identifiziert interkristallinen Bruch und damit zusammenhängende Schrumpfungsporosität, wie in den Fig. 14(A) und 14(B) gezeigt. Die Untersuchung der Schmelze H zeigt nur einen transkristallinen Bruch in den Fig. 15(A) und 15(B).
Die obigen Testergebnisse machen den ETB- Bruchmechanismus offenkundig. Von der Beobachtung, daß der interkristalline Bruch von den Schrumpfungsporen ausgeht, kann der Bruchmechanismus in Beziehung gesetzt werden mit der letzten erstarrenden Flüssigkeit oder der Segregation. Eine Abhängigkeit eines solchen Bruches von Mg und S ist auch gezeigt. Da Mg relativ unlöslich in Eisen ist, sollte eine Segregation aus der letzten erstarrenden Flüssigkeit zu den Korngrenzen auftreten. Magnesium wird üblicherweise kombiniert und da es zu der Schmelze hinzugegeben wird, um Verunreinigungen, wie Schwefel, abzufangen, sollten während der Erstarrung untergeordnete Mengen von Magnesiumsulfid (MgS) in der Schmelze vorhanden sein. Die Menge des an den Korngrenzen vorhandenen MgS würde von vielen Faktoren abhängen, einschließlich der Schmelzenzusammensetzung, der Magnesiumzugaben und der Zeit. Der Zeitfaktor würde den Nutzen des Magnesium-"Verschwindens" erklären, das im ASTM Typ IV-Graphit und verbesserter Ermüdungsbeständigkeit resultiert. Trotz dieser Variablen sind die Restmengen von Magnesium und Schwefel direkt in Beziehung setzbar zum Auftreten von oder zur Immunität gegenüber ETB.
Nach der Bildung ist MgS bei Temperaturen oberhalb Raumtemperatur instabil und zersetzt sich mit der Zeit in Magnesiumoxid (MgO) und freien Schwefel beim Abkühlen von der Erstarrung oder während der Wärmebehandlung. In massiver Form hat Schwefel einen Siedepunkt von 455ºC (855ºF) , der dicht mit den für ETB beobachteten Temperaturen zusammenfällt. All dies legt nahe, daß ETB das Ergebnis der von Magnesium unterstützen Schwefelsegregation ist, wobei Schwefel das versprödende bzw. brüchigmachende Mittel und Magnesium der Transportmechanismus ist. Dies scheint die wechselseitige Beziehung oder Synergie zwischen Magnesium und Schwefel zu erklären, wonach geringerer Schwefelgehalt einen höheren Magnesiumgehalt gestattet, bevor ETB beobachtet wird.
Die Wirkung der Dehnungsgeschwindigkeit ist deutlicher in Fig. 16 ersichtlich, die eine graphische Darstellung der Temperatur für die minimale Querschnittsverringerung in Abhängigkeit von der Dehnungsgeschwindigkeit für die Schmelze G zeigt. Beginn- und Erholungstemperaturen können von den Temperaturen identifiziert werden, bei denen die Schmelzen G und H eine vergleichbare Querschnittsverringerung oberhalb und unterhalb des Minimums zeigen. Aus Fig. 16 wird ein deutlicheres Verstehen der Wirkung der Dehnungsgeschwindigkeit auf durch ETB beeinflußte Schmelzen erhalten. Dieses Verhalten hat Ähnlichkeiten mit metallinduzierter Versprödung.
Die Temperatur für den Beginn von ETB kann mit der Mobilität von Schwefel in Beziehung gesetzt werden und sollte daher diffusionskontrolliert sein. Damit interkristalliner Bruch merklich zum Gesamtbruchprozeß beitragen kann, muß Schwefel beweglich genug sein, um mit der Beschädigungsrate Schritt zu halten. Bei tiefen Temperaturen und/oder hohen Dehnungsgeschwindigkeiten ist Schwefel vermutlich nicht beweglich genug, um mit der Beschädigungsrate Schritt zu halten und es tritt, wegen ungenügender Zeit für die Bewegung des Schwefels, nur ein duktiler Bruch auf.
Die Erholung kann sich aus der Möglichkeit ergeben, daß freier Schwefel oxidiert und daran gehindert wird, weitere Versprödung zu verursachen. Dieser Prozeß wäre auch diffusionskontrolliert und an der Oberfläche des Probekörpers vorherrschend. Das heißt, daß bei höheren Temperaturen und längeren Zeiten (geringe Dehnungsgeschwindigkeiten) Sauerstoff eine genügende Beweglichkeit haben kann, um die interkristallinen Rißfronten zu erreichen und einen weiteren Rißfortschritt zu verhindern.
Was der Mechanismus für ETB auch immer sein mag, die MgS-Korrelation zeigt, daß geringer Schwefelgehalt sehr wichtig ist. Die Verringerung der Schwefelgehalte führt zu weiteren Bereichen akzeptabler Mg-Gehalte und zu einer geringeren Neigung für degenerierten Graphit.
Es wird deutlich, daß die vorliegende Erfindung auf der Identifikation einer Anzahl von Schmelzen ferritischen duktilen Eisens beruht, die kein ETB zeigen. Von besonderem Intresse ist die Schmelze H, die im wesentlichen immun gegenüber ETB ist. Ein Vergleich der Ermüdungseigenschaften einiger dieser Schmelzen mit zwei üblicherweise benutzten Stählen ist in Fig. 17 gezeigt. Die duktilen Eisenschmelzen sind hinsichtlich der Ermüdungseigenschaften diesen Stählen vergleichbar.
Auf der Grundlage der oben diskutierten Testergebnisse können hinsichtlich der Versprödung bzw. Brüchigkeit ferritischen duktilen Eisens bei erhöhter Temperatur die folgenden Beobachtungen gemacht werden:
1) Die Brüchigkeit bei erhöhter Temperatur verringert die Zugfestigkeit, die Zugdehnung und die Ermüdungsbeständigkeit.
2). ETP wird in einem erhöhten Temperaturbereich beobachtet, der abhängig von der Dehnungsgeschwindigkeit ist. Für eine Dehnungsgeschwindigkeit von 4,4·10&supmin;&sup5; s-1 beträgt der Temperaturbereich 310ºC (590ºF) bis 490ºC (914ºF), während für eine Dehnungsgeschwindigkeit von 2,0·10&supmin;² s-1 der Bereich 370ºC (700ºF) bis 76000 (1400ºF) ist.
3) Die Temperatur, bei der die Querschnittsverringerung beim Zugversuch minimal ist, bewegt sich mit zunehmender Dehnungsgeschwindigkeit zu höheren Temperaturen. Für eine Dehnungsgeschwindigkeit von 4,4·10&supmin;&sup5; s-1 tritt. Das Minimum der Querschnittsverringerung bei 400ºC (725ºF) auf, während für eine Dehnungsgeschwindigkeit bzw. rate von 2,0·10&supmin;² s-1 das Minimum bei 530ºC (986ºF) auftritt.
4) Beginn und Erholung treten ähnlich auf wie bei metallinduzierter Versprödung.
5) Interkristalliner Bruch steht in Verbindung mit reduzierter Zugduktilität und kann beim Duktilitätsminimum für bis zu 35% der Bruchoberfläche verantwortlich sein.
6) Interkristalliner Bruch beginnt an Schrumpfungsporen.
7) Das Duktilitätsverhältnis, das das Verhältnis der Querschnittsverringerung bei der Temperatur des Duktilitätsminimums [gemessen als Querschnittsverringerung bei 425ºC (800ºF)] zu der bei Raumtemperatur ist, steht in Beziehung mit den Magnesium- und Schwefel-Gehalten. Geringe Magnesium- und/oder geringe Schwefelgehalte führen zu einer relativen Immunität gegenüber ETB. Ein Wert von DR nahe einem Viertel zeigt volles ETB, während ein Wert nahe 1 relative Immunität gegenüber ETB anzeigt.
8) ETB scheint das Ergebnis von durch Magnesium unterstützter Schwefelsegregation zu sein. Die Restmengen in Gew.-% von Schwefel und Magnesium, kombiniert zu dem Parameter (Mg + 4, 5S) , sollten unterhalb von 0,070 Gew.-% gehalten werden, um ETB zu vermeiden.
9) Die Kurzzeitermüdung wird in ähnlicher Weise wie die Zugduktilität stark durch ETB beeinflußt. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzungen der Schmelzen von ferritischem duktilem Gußeisen (Gew.-%) Schmelze Tabelle 2 Wärmebehandlung und Gefüge von Schmelzen von ferritischem duktilem Gußeisen Schmelze Wärmebehandlung¹) ASTM Graphit % Typ 1 & II/% Typ IV % Perlit (1) SR - wie gegossen mit einem Entspannungsglühen bei 595ºC SCA - nur subkritisches Glühen (720ºC) FA - vollständiges Glühen (kritisches Glühen bei 920ºC und subkritisches Glühen bei 720ºC) Tabelle 3 Brucheigenschaften der Schmelzen G und H Schmelze Proben Nr. Dehnungsrate Temp. Interkristalliner Bruch Schrumpfungs-Porosität

Claims

1. Eine ferritische duktile gegossene Eisenzusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß die genannte Zusammensetzung eine Restmenge Schwefel von nicht mehr als 0,015 Gew.-% und daß die Kombination der Restmengen von Magnesium und Schwefel in dem Parameter (Mg+4,5S) nicht größer als 0,070 Gew.-% ist und Graphit umfaßt, wobei der Graphit 99 Volumen-% vom ASTM Typ I und/oder vom ASTM Typ II und 1 Volumen-% vom ASTM Typ IV umfaßt.

2. Die Eisenzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weiter ein Gefüge aufweist, das eine Menge von 3 Gew.-% Perlit einschließt.

3. Die Eisenzusammensetzung nach Anspruch 1 oder 2, worin die genannte Eisenzusammensetzung eine unterkritisch geglühte Eisenzusammensetzung ist.

4. Die Eisenzusammensetzung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die genannte Eisenzusammensetzung bei einer Temperatur von 900ºC kritisch geglüht und bei einer Temperatur von 720ºC unterkritisch geglüht ist.

5. Die Eisenzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß sie ein Duktilitätsverhältnis (DV), definiert als die Duktilität bei erhöhter Temperatur, gemessen bei 425ºC (800ºF), dividiert durch die Duktilität bei Raumtemperatur, aufweist, das nicht kleiner als 0,6 ist.