CN1688723A - 等温淬火铸铁件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种可加工等温淬火铸铁件具有改良的强度、可延性、可加工性、疲劳性能以及抗环境开裂性能。一种制造可加工等温淬火铸铁件的方法，包括在1380°F至1500°F的临界区温度范围将基本上珠光体显微组织奥氏体化。该步骤产生铁素体加奥氏体显微组织。将铁素体加奥氏体显微组织在3分钟内淬火到从575°F至750°F的等温淬火温度范围以防止珠光体的形成。接着，将铁素体加奥氏体显微组织在从575°F至750°F的等温淬火温度范围内等温淬火，以产生等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织。最后，等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织随即被冷却到环境温度以生产可加工等温淬火铸铁件。

Description

等温淬火铸铁件及其制造方法
技术领域
本发明一般地涉及一种具有改良的可加工性、疲劳性能和抗环境开裂的可加工等温淬火铸铁件以及生产这种可加工等温淬火铸铁件的方法以及可加工等温淬火铸铁组合物。尤其是，本发明涉及一种具有等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织的可加工等温淬火铸铁件，其显示出改良的强度、可延性、可加工性、疲劳性能以及抗环境开裂性能。
背景技术
常规延性铁(RDI)件和常规等温淬火延性铁(ADI)件以及制造这些工件的方法都是本领域所公知的。RDI工件被广泛地用于机动车应用中，而ADI工件被应用于有限的车辆应用中，包括曲轴和底盘构件。RDI工件通常由没有对延性铁组合物进行铸造后热处理工艺的延性铁组合物铸造而成。延性铁组合物可以改变其各个成分的百分比，但是必须包括铁和足够的合金元素，以在常规延性铁件的铁素体和珠光体的基体中形成结构良好的石墨节的显微组织。
要求强度和韧度的良好组合性能的典型RDI工件具有铁素体和珠光体的显微组织，而不是基本上珠光体显微组织。当没有对延性铁组合物进行铸造后热处理工艺而对延性铁组合物铸造时，相对于基本上珠光体显微组织，铁素体和珠光体显微组织具有优越的物理性能。可选的是，RDI工件可以通过正火或调质进行热处理。然而，典型的延性铁组合物并不对本发明的热处理工艺产生反应，在快速冷却期间形成了不必要的珠光体。因此，典型延性铁组合物不适于本发明的热处理工艺。
通过将延性铁组合物送入铸造后热处理工艺制造ADI工件。在热处理前的延性铁组合物的显微组织并不重要且可忽略，其重点在于用于生产ADI工件的热处理工艺本身。通常通过奥氏体化以及随后的等温淬火生产ADI工件。
生产ADI工件的另一种方法是分步奥氏体化，该方法在Gundlach的《改进奥氏体延性铁的性能》中公开(DIS出版物)，但是仍然只是试验方法，还没有被应用并进行生产优化。分步奥氏体化是这样一种工艺，延性铁组合物被加热并保持在初始奥氏体化温度。通过将延性铁组合物顺序地淬火到较低温度，并在每一温度保持较短时间来进行分步奥氏体化。通过将延性铁组合物淬火以生产ADI工件结束该工艺。通过分步奥氏体化生产的ADI工件通常具有奥氏铁素体(ausferritic)显微组织。该奥氏铁素体显微组织通常比常规延性铁件具有较高的强度，但是也比常规延性铁件具有较低的可延性和较低的可加工性。
在奥氏体化后接着进行等温淬火，即首先在一奥氏体化温度，通常在从1550°F至1650°F的范围内奥氏体化铁素体和珠光体显微组织，尽管已有低至1450°F的奥氏体化温度的记载，该温度可能在临界区温度范围内。然后延性铁组合物在显著更低的温度被等温淬火，通常在350°F至725°F之间，以生产常规等温淬火延性铁件。改变奥氏体化和等温淬火温度以在常规等温淬火延性铁件中获得要求的物理性能。所得的常规等温淬火延性铁件具有奥氏铁素体显微组织，即针状铁素体加奥氏体。在奥氏体化和等温淬火加工温度的时间也很重要。对于具有铁素体和珠光体初始显微组织的工件，碳必须从遍布延性铁组合物的石墨节中弥散到奥氏体基体中，以在淬火到等温淬火温度前形成高碳奥氏体。结果，奥氏体化时间通常是90分钟以获得高碳奥氏体产品。
在较低温度奥氏体化的ADI工件比在较高温度奥氏体化的ADI工件表现出较好的可加工性。然而，在较低温度下奥氏体化产生的针状铁素体加奥氏体显微组织(奥氏铁素体)在使用ADI工件的许多应用中不具有足够的强度。
Muhlberger的西班牙专利No.ES8104423公开了一种生产另一种等温淬火延性铁件的方法，该等温淬火延性铁件具有奥氏体混合贝氏体和球状石墨的显微组织。通过热处理表1中所示的延性铁组合物可生产该Muhlberger等温淬火延性铁(ADI)件。
          表1
  元素   重量％
  碳   2.5-3.7
  硅   2.0-3.0
  锰   ＞0-＜0.3
  铜   0.1-1.5
  钼   0.2-0.8
  镍   0-3.0
  铁   其余
这样进行热处理，即在从1472°F至1580°F的温度范围保持10至60分钟对延性铁组合物奥氏体化。然后将延性铁组合物小于2分钟的时间淬火到在662°F至752°F之间的温度范围。将延性铁组合物在662°F至752°F的温度范围保持5到60分钟，以生产具有奥氏体混合贝氏体和球状石墨的显微组织的Muhlberger ADI工件，即常规等温淬火延性铁结构。Muhlberger ADI件对于本发明的应用是不够的。钼成分过高，导致在铁工件中具有过高的布氏硬度，并且组合物需要锰。此外，等温淬火延性铁组合物的所得显微组织是奥氏体混合贝氏体与球状石墨，并且由于该方法在奥氏体化前不是以基本上珠光体显微组织开始的，故而不具有等轴铁素体伴随奥氏体岛。另外，化学性质和奥氏体化温度的结合不适于本发明。参考图5，Muhlberger ADI表现出在屈服强度和硬度之间的不同关系。因此，Muhlberger ADI具有不足以应用于本发明的物理性能。
RDI工件和ADI工件具有适于许多应用的物理性能，然而，RDI工件和ADI工件通常不适于同样的应用。参考图1，RDI工件比ADI工件具有通过伸长率测量的较高的可延性。然而，在同样的强度水平，ADI工件比RDI工件具有更高的可延性。也示出了正火延性铁(正火DI)工件和调质延性铁(调质DI)铸件的特性。RDI铸件、正火DI铸件以及调质DI铸件非常广泛地使用在需要大量机械加工的应用中。即使通过调整生产工艺和延性铁组合物的化学成分可以控制铸件的物理性质，但是RDI铸件、正火DI铸件以及调质DI铸件也不具有足够的极限抗拉强度和屈服强度以满足许多应用的需求。
另一方面，如图5所示，ADI工件具有足够的强度应用于由于RDI铸件缺乏足够的强度而不能使用的许多应用中。然而，ADI工件可加工性比RDI铸件显著较差。ADI工件也表现出不充分的开裂容限和不充分的抗环境开裂性能，即，当遭受应变和各种类型的流体例如水、油和燃料的组合的情况下抗开裂的能力。结果，ADI工件在疲劳寿命测试中显示出不充分的性能，使ADI工件不适于应用于使铸件遭受负载与不负载的循环的情况。此外，现有技术的ADI工件获得了最低的268BHN布氏硬度(BHN)。因此，现有技术ADI工件也不适于需要大量加工的用途。
因而，存在这种可能，即一种具有现有技术所不能获得的、独特的改良的强度、可延性、可加工性、疲劳性能以及抗环境开裂的综合性能的可加工等温淬火铸铁(MADI)件和生产这种MADI工件的方法。
发明内容
本发明提供了一种可加工等温淬火铸铁件，一种可加工等温淬火铸铁组合物以及一种制造这种可加工等温淬火铸铁件的方法。该可加工等温淬火铸铁件由具有基本上珠光体显微组织的铁组合物制成。基本上珠光体显微组织包括碳、硅、镍、铜和钼。
制造可加工等温淬火铸铁件的方法包括在1380°F至1500°F的临界区(intercritical)温度范围将基本上珠光体显微组织奥氏体化至少10分钟。该步骤产生铁素体加奥氏体显微组织。在奥氏体化之前，具有基本上珠光体显微组织允许改进的完成奥氏体化的时间，而其它显微组织不可能实现。该方法这样进行，即在足以防止珠光体的形成的速率下将铁素体加奥氏体显微组织淬火。接着，将铁素体加奥氏体显微组织在从575°F至750°F的等温淬火温度范围内等温淬火至少8分钟，以产生等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织。等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织随即被冷却到环境温度以生产可加工等温淬火铸铁件。
本发明的可加工等温淬火铸铁件具有改良的强度、可延性、可加工性、疲劳性能以及抗环境开裂性能。改良的强度和可加工性使可加工等温淬火铸铁件适于用在曲轴和底盘构件上，当前这些构件通常需要为了可加工性牺牲强度或为了强度牺牲可加工性。改良的强度还提供了对可加工等温淬火铸铁件重量的改进，从而降低了成本。此外，本发明的方法可降低制造铁工件所需要的时间从而也可降低成本。
附图说明
参考附图以及下面的详细说明，将会更好的理解本发明的其它优点，其中：
图1是说明关于现有技术的延性铁件(正火DI，调质DI以及RDI)，常规奥氏体延性铁(ADI)件，以及根据本发明的方法制造的可加工等温淬火铸铁(MADI)件的极限抗拉强度(单位：psi)与伸长率(％)之间的关系图表；
图2是说明了在不同温度下等温淬火的可加工等温淬火铸铁件的布氏硬度(单位：BHN)和临界区温度(单位：华氏温度)之间的关系图表；
图3是可加工等温淬火铸铁件的一个具体实施例的正视图，其中可加工等温淬火铸铁件是下控制臂；
图4是可加工等温淬火铸铁件另一个具体实施例的正视图，其中可加工等温淬火铸铁件是扭力杆调节器；和
图5是说明了可加工等温淬火铸铁件(MADI)，现有技术常规延性铁(RDI)件，以及现有技术的常规奥氏体延性铁(ADI)件的布氏硬度和屈服强度之间的关系图表。
具体实施方式
本发明提供了一种可加工等温淬火铸铁件和从铁组合物制造这种可加工等温淬火铸铁件的方法。该可加工等温淬火铸铁件具有改进的强度、延展性、可加工性、疲劳特性以及抗环境开裂性。改良的可加工性使可加工等温淬火铸铁件能更理想的用于汽车工业的许多应用。此外，改良的强度改进了可加工等温淬火铸铁件的重量与成本。
铁组合物包括碳、硅、镍、铜、钼和铁。本发明的铁组合物的优选范围在表2中公开。
             表二
  元素   重量％
  碳   3.30-3.90
  硅   1.90-2.70
  镍   0.45-2.05
  铜   0.55-1.05
  钼   0-0.20
  铁   余量
每一元素的数量在上述范围内变化以确保在生产可加工等温淬火铸铁件期间在铁组合物内能充分形成想要的显微组织。例如，形成想要的显微组织主要由两个因素决定：冷却速度和铁组合物的化学成份。冷却速度由根据每一具体生产线的各个方面变化的若干因素控制，例如具体工件的几何结构，用于生产铸件的铸型的材料的组成，例如砂或金属，以及铸型被去除前铸件的冷却时间。通过控制生产线的速度可以略微调整冷却时间，但只是有限范围的。因此，大部分都是通过改变铁组合物中每一元素的数量来控制显微组织。
铁组合物中所包括的碳是在可加工等温淬火铸铁件生产中在不同阶段形成各种显微组织的必需成分。铁组合物中的硅、镍、铜和钼是合金添加剂。这些合金添加剂对于促进基本上珠光体显微组织，并在可加工等温淬火铸铁件的生产中抑制珠光体的形成是必须的。可以理解的是，所述显微组织是指在“铸态的”条件下的基本上珠光体。基本上珠光体显微组织意即显微组织包括多于50％的珠光体。更可取的是，基本上珠光体显微组织包括至少80％珠光体。也可使用辅助合金添加剂，例如锰、铬、锡、砷和锑，但是对于本发明不是必要的。铁组合物的其余部分是铁。最优选的铁组合物包括：
         表3
  元素   重量％
  碳   3.70
  硅   2.50
  镍   1.85
  铜   0.85
  钼   0.05
  铁   余量
该铁组合物是延性铁组合物，与其它类型的铁组合物比具有改进的可铸性和制造的经济性。在其它具体实施例中，铁组合物是灰生铁组合物、致密石墨铸铁组合物或碳(carbidic)延性铁组合物，取决于具体应用中的物理性能和生产需要。
该方法包括在从1380°F到1500°F的临界区温度范围内奥氏体化基本上珠光体显微组织。尤其是，在从1380°F到1472°F的临界区温度范围内奥氏体化基本上珠光体显微组织，更可取的是，在从1380°F到1449°F的临界区温度范围内进行。将基本上珠光体显微组织保持在临界区温度范围至少10分钟，尤其是10到360分钟。奥氏体化步骤制造出铁素体加奥氏体显微组织。基本上珠光体显微组织是本发明的奥氏体化步骤中非常重要的成分。对于形成铁素体加奥氏体显微组织中的奥氏体部分所必需的碳从基本上珠光体显微组织中衍生出来。基本上珠光体显微组织允许铁素体加奥氏体显微组织中的奥氏体部分在仅仅10分钟内形成。这允许了整个工艺改进生产速度。
在淬火步骤中，铁素体加奥氏体显微组织从奥氏体化温度被淬火到575°F至750°F等温淬火温度范围。尤其是，在淬火步骤在带有喷水的盐浴中进行。
在等温淬火步骤中，铁素体加奥氏体显微组织保持在等温淬火温度范围至少8分钟。等温淬火步骤防止马氏体或珠光体显微组织的形成，它们具有本发明预定应用所不需要的物理性能。等温淬火步骤产生等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织。产生等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织是因为，在奥氏体化步骤中，一部分基本上珠光体显微组织转变为铁素体加奥氏体显微组织的奥氏体部分。在等温淬火过程中，与针状或贝氏体铁素体相反，铁素体加奥氏体显微组织中的铁素体部分保持铁素体显微组织。铁素体加奥氏体显微组织中的奥氏体部分保持稳定。
等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织中的铁素体的数量取决于基本上珠光体显微组织奥氏体化时的临界区温度。在临界区温度范围内的较高温度，形成了更多的奥氏体，同时珠光体显微组织的余量部分形成铁素体。等温淬火步骤中奥氏体被保持并稳定。因此，等温淬火步骤之前所形成的奥氏体的数量限制了等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织中奥氏体的数量。
在冷却步骤中，等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织被冷却到环境温度以保持在等温淬火步骤中所产生的等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织。可通过气冷或水淬火将等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织冷却到环境温度。
尤其具体的是，该方法包括在高于2200°F的温度浇铸铁组合物，在该温度铁组合物是熔融的。接着是冷却步骤，其中铁组合物被冷却到1000°F到1340°F的温度。将铁组合物在1000°F到1340°F温度下保持至少8秒钟以形成基本上珠光体显微组织。
在奥氏体化步骤中，将基本上珠光体显微组织加热到1380°F到1500°F的临界区温度范围。尤其是在温度范围从1380°F到1472°F，更可取的是在从1380°F到1449°F的温度范围将基本上珠光体显微组织奥氏体化。将基本上珠光体显微组织保持在临界区温度范围至少10分钟，尤其是在10到360分钟之间。奥氏体化步骤中产生铁素体加奥氏体显微组织。
在淬火步骤中，将铁素体加奥氏体显微组织淬火到从575°F到750°F的等温淬火温度范围，以稳定在奥氏体化步骤中产生的铁素体加奥氏体显微组织。尤其是，将铁素体加奥氏体显微组织在从5到180秒的时间内淬火到等温淬火温度范围。尤其是，在带有喷水的盐浴进行淬火步骤。盐浴包括液体，所述液体中包括硝酸盐、亚硝酸盐以及硝酸盐和亚硝酸盐的组合中的至少一种，用于快速冷却铁素体加奥氏体显微组织。更可取的是，盐浴包含的液体包括由Heatbath公司制造的Park Metallurgical low temperature draw salt。可选的是，可在流化床中进行第二淬火步骤。优选可加工等温淬火铸铁件是曲轴或底盘部件，但是该方法并不局限于生产这种部件。
在等温淬火步骤中，将铁素体加奥氏体显微组织保持在从575°F到750°F的等温淬火温度范围，以稳定奥氏体并防止马氏体或珠光体显微组织的形成。将铁素体加奥氏体显微组织维持在等温淬火温度范围至少8分钟，尤其是8到1440分钟，更可取的是60到180分钟。等温淬火步骤产生了等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织。最后，将可加工等温淬火铸铁冷却到环境温度。
如表4中所示，具有表3中说明的铁组合物的、在临界区温度范围内的不同临界区温度被奥氏体化的可加工等温淬火铸铁件的平均极限抗拉强度(UTS)，屈服强度(YS)，伸长率(％EL)以及布氏硬度(BHN)与可加工等温淬火铸铁件被奥氏体化的临界区温度相关，因而与可加工等温淬火铸铁件中铁素体对奥氏体的比率相关。
                                                表4
 临界区温度，°F   1380   1420   1440   1460   1480   1500
  UTS，psi   77304   90891   101701   114501   119031   129702
  YS，psi   57301   60999   65969   72025   76054   84024
  ％E1.   17.9   19.5   19.6   20.3   17.9   16.8
  BHN   185   204   227   241   255   272
因此，调整可加工等温淬火铸铁件奥氏体化的临界区温度以获得用于特定应用的可加工等温淬火铸铁件的所需性能。
同样，等温淬火温度对可加工等温淬火铸铁件的BHN有影响。参考图2，在临界区温度范围上，在600°F等温淬火的可加工等温淬火铸铁件比在675°F等温淬火的可加工等温淬火铸铁件表现出更宽的BHNs范围。同样，在临界温度范围上，在675°F等温淬火的可加工等温淬火铸铁件比在750°F等温淬火的可加工等温淬火铸铁件表现出更宽的BHNs范围。因此，调整等温淬火温度，使之与临界区温度相协调，从而获得用于特定应用的可加工等温淬火铸铁件所要求的性能。
在临界区温度上的时间同样也对可加工等温淬火铸铁件的BHN有影响，虽然不像临界区温度或等温淬火温度那样重要。由于在BHN上仅有少许区别，因此生产线和成本策略决定了可加工等温淬火铸铁件在奥氏体化和等温淬火步骤期间温度的时间，只要在奥氏体化步骤温度的时间至少为10分钟，且在等温淬火步骤温度的时间至少为8分钟即可。
如下面将会被列出的所测量的标准试验程序的数据，可加工等温淬火铸铁件具有改良的强度和可延性。通常，强度指UTS和YS，可延性指％E1。改良的强度和可延性归因于可加工等温淬火铸铁件的等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织。
尤其是，如本领域技术人员所知的标准试验程序所测量的，可加工等温淬火铸铁件具有在180到430BHN之间的BHN。如上表4所示，可加工等温淬火铸铁件的BHN与铁组合物奥氏体化的临界区温度直接相关。参考图2，在1380°F至1500°F之间的临界区温度范围内的较低温度奥氏体化的可加工等温淬火铸铁件，比在该临界区温度范围的较高温度奥氏体化的可加工等温淬火铸铁件具有较低的BHNs。可生产出BHN低于269BHN的可加工等温淬火铸铁件。
尤其是，如图5所示，根据ASTM E8的协议测量，可加工等温淬火铸铁件具有在50000至125000psi之间的YS。用于YS的ASTM E8协议采用偏置法。由多个可加工等温淬火铸铁件产生应力应变图。平行于应力应变图的线性部分以一预定偏置，通常以0.2％处开始划一条直线。该线与应力应变图的交点表明可加工等温淬火铸铁件的屈服强度。可加工奥氏体铸铁件的YS直接与BHN相关。可加工等温淬火铸铁件的该性能满足需要改良的YS和可加工性的应用的需求。改良的YS允许以较少的材料有效的生产可加工等温淬火铸铁件，同时获得充分的性能，从而减少可加工等温淬火铸铁件的重量。
尤其是，通常如图1所示，可加工等温淬火铸铁件具有在70000至170000psi之间的UTS，以及在14％至22％之间的％E1，两者都是根据ASTM E8协议测量。用于UTS的ASTM E8协议包括用拉伸试验中可加工等温淬火铸铁件承受的最大载荷除以该可加工等温淬火铸铁件的原始横截面积。用于％E1的ASTM E8协议包括建立一对测量标记，该测量标记具有在等温淬火铸铁件上的测量标记之间的初始长度。接下来是进行拉伸试验直到可加工等温淬火铸铁件断开。将测量标记之间的长度的变化除以测量标记之间的初始长度然后该结果乘以100从而确定％E1。此外，可加工等温淬火铸铁件提供改良的UTS和％E1综合性能。改良的UTS和％E1综合性能允许可加工等温淬火铸铁件用于要求改良的强度和％E1的各种应用中。
在一个具体实施例中，如图3中的10，可加工等温淬火铸铁件是具有球窝接头12的下控制臂。为了测试，所使用的下控制臂10由现有技术的级别为65-45-12的常规延性铁(RDI)，现有技术中具有302BHN的布氏硬度的常规等温淬火延性铁(ADI)，以及本发明的可加工等温淬火铸铁组合物(MADI)制成，并通过本发明的方法热处理从而具有243BHN的布氏硬度。开发了下控制臂测试装置以模拟下控制臂10在车辆应用中会经历的负荷。进行测试以测量下控制臂10的疲劳寿命。下控制臂10位于具有用实心钢块取代震动止块的固定器上。伺服液压控制类型的100kN的传动器悬挂在垂直支承框架上。传动器通过有角度的末端固定设备连接在球窝接头12上。将传动器定位使其施加的载荷穿过球窝接头12的中心线相对于垂直轴线相对于尾部向前18度并相对于外侧向内18度。控制下控制臂测试装置以1.5Hz的速率施加从17793N至47596N的正弦负荷，直到负载丢失或检测到6.4mm的裂缝。表5中示出了下控制臂疲劳测试的结果。
                                 表5
  下控制臂
  RDI   ADI   MADI
  现有技术   现有技术
  样品编号   36   6   16
  B10寿命   75296   45582   239923
  中值寿命   123805   1111194   645213
  低   50188   54721   162452
  高   163271   340085   1000463
B10寿命、中值寿命以及疲劳寿命的最低值到最高值的结果的范围表明，本发明的MADI制成并通过本发明中的方法热处理的下控制臂10比现有技术的RDI和ADI具有改良的破裂容限。因此，根据本发明的方法生产的可加工等温淬火铸铁件对于下控制臂应用是理想的，其中下控制臂10受到反复的负荷循环，即疲劳负荷。
UTS测试也可在同样的下控制臂测试装置上完成。用直末端固定设备替换用在疲劳寿命测试中的有角度的末端固定设备。控制下控制臂测试装置以0.01Hz的速率施加最大负荷可达94000N的递增负荷。94000N的最大负荷表示适合于车用应用的下控制臂10必须超过的阈值。具有243BHN布氏硬度的下控制臂未失效于94000N的最大负荷。因此，该下控制臂10具有足够的UTS用于车用应用中使用的下控制臂10。
在另一具体实施例中，可加工等温淬火铸铁件是扭力杆调节器，在图4中通常标识为14，在第一末端18具有螺栓凹槽16。扭力杆调节器14限定了垂直于螺栓凹槽16的六角形孔20。穿过螺栓凹槽16中心的轴线22距离通过六角形孔20的中心的轴线24为129.9mm。为了测试，使用的扭力杆调节器14由具有246BHN布氏硬度的现有技术的RDI，具有302BHN布氏硬度的现有技术的ADI，以及通过本发明的方法热处理、具有200BHN和243BHN布氏硬度的本发明的MADI构成。设计了扭力杆调节器测试装置，以模拟扭力杆调节器14将在车用应用中经历的负荷。进行测试以测量扭力杆调节器14的疲劳寿命。扭力杆调节器14垂直的位于具有螺栓凹槽16在上部位置的底部固定设备中。将六角棒插入六角孔20中以将扭力杆调节器14定位。将伺服液压控制型的100kN的传动器定位以通过螺栓凹槽16施加负荷。控制扭力杆调节器测试装置以10Hz的速率施加从2300N-m至7500N-m的正弦扭矩直到载荷丢失。在表6中示出了扭力杆调节器疲劳测试的结果。
                                       表6
  扭力杆调节器
  RDI   ADI   MADI   MADI
  现有技术   现有技术   (BHN＝200)   (BHN＝243)
  样品编号   17   38   20   23
  B10寿命   371306   111250   452702   781519
  中值寿命   735635   513999   642548   1555059
  低   287024   193980   496001   449952
  高   1436067   7344713   1074230   2524054
B10寿命、中值寿命以及疲劳寿命的最低值到最高值的结果的范围表明，本发明的MADI制成并通过本发明中的方法热处理的扭力杆调节器14比现有技术的RDI和ADI构成的扭力杆调节器14具有改良的疲劳性能和破裂容限。因此，根据本发明的方法生产的可加工等温淬火铸铁件对于扭力杆调节器应用是理想的，其中扭力杆调节器14受到反复的负荷循环，即疲劳负荷。
进行铣削和钻孔测试以依据现有技术中测量的BHN、UTS、YS和％E1的综合性能检验可加工等温淬火铸铁件的可加工性。铣削和钻孔是可加工等温淬火铸铁件加工中采用的两个主要方法。经常对可加工等温淬火铸铁件进行大量地铣削和钻孔。因此，可加工等温淬火铸铁件必须有助于经济并机械可行地铣削和钻孔以用在通常要求可加工等温淬火铸铁件的大规模生产的机动车应用中。通常，可加工等温淬火铸铁件的可加工性仅以％E1和BHN不能准确预测，尽管可加工等温淬火铸铁件的％E1和BHN通常表明可加工等温淬火铸铁件的相对可加工性。只有实际测试能可靠地测量可加工性。
对现有技术中的具有277BHN的布氏硬度的常规延性铁件(RDI)，现有技术中的具有311BHN布氏硬度的常规等温淬火延性铁件(ADI)，以及本发明的具有302BHN布氏硬度的可加工等温淬火铸铁件(MADI)进行铣削测试。使用了直径为100mm的KennametalKSSR3.94-SE4-45-5右旋铣刀。在该右旋铣刀中使用了具有25微米磨缘的Kennametal插入件。该右旋铣刀具有45°螺旋角，-5°径向前角以及20°轴向前角。切削深度保持在恒定的2.3mm。使用单个Kennametal KC520M插入件进行切削以增加磨损率并将不均匀切削的效果排除。铣削测试的结果在表7中示出。
表7
  X向力(N)   Y向力(N)   Z向力(N)
    进给速率(mmpt)   速度(smm)   RDI(p.a.)     ADI(p.a.)   MADI     RDI(p.a.)     ADI(p.a.)    MADI     RDI(p.a.)     ADI(p.a.)    MADI
    0.15     175     117     93     88     208     189     193     122     77     158
    0.20     175     133     131     190     230     228     265     216     155     336
    0.22     175     56     219     87
    0.24     175     46     237     93
    0.25     175     164     279     87     298     328     245     268     515     57
    0.15     229     146     190     230     199     198     212     286     283     502
    0.20     229     140     173     216     228     216     250     265     229     429
    0.22     229     96     219     86
    0.24     229     89     243     92
    0.25     229     159     305     95     319     352     218     291     923     59
铣削测试表明本发明的MADI具有独特的和意想不到的可加工性。发现随着进给速度的增加，加工力首先增加然后减少。通过多次测试校验加工力。由于MADI的加工硬化行为使加工力减少。然而，可以利用MADI的可加工性增加生产率并降低用在MADI上的铣削工具的磨损。
对现有技术中的具有277BHN布氏硬度的RDI，现有技术中的具有311BHN布氏硬度的ADI，以及本发明的具有302BHN布氏硬度的MADI进行钻孔测试。使用了具有TiAIN覆层，130°顶角，30°螺旋角，60°前角和1.97mm的腹板厚度的Kennametal级别为KC7210的钻孔机。使用了Kistler9272A机械加工测力计来测量在不同进给速率和钻孔速度下的扭矩和推力。机械加工测力计施加的压电信号被放大，并使用Labview软件收集数据。使用2000Hz采样率。测试的结果在表8中示出。
                                                  表8
  进给速率(mmpt)   钻孔速度(smm)   推力(N)   扭矩(N)
  RDI(p.a.)   ADI(p.a.)   MADI   RDI(p.a.)   ADI(p.a.)   MADI
  0.10   30   852   1213   828   205   378   278
  0.20   30   1577   2302   1616   405   1062   429
  0.10   76   913   1531   969   229   288   280
  0.20   76   1750   2542   1729   451   529   546
  0.10   122   1072   1421   1091   225   251   231
  0.20   122   1794   2222   1635   415   456   424
  0.10   175   1213   1196   1081   198   261   239
  0.20   175   1765   1997   1596   376   463   407
钻孔测试表明，当钻孔速度增加而进给速率保持恒定时，本发明的MADI推力值增加或增加然后平稳。当钻孔速度增加而进给速率保持恒定时，扭矩值增加然后减小。MADI在较高速度下进行测试，表明适合需要钻孔的应用。MADI的铣削和钻孔测试结果MADI的可加工性比现有技术的RDI和ADI有了改进。
实施环境开裂测试以测试可加工等温淬火铸铁件曝露于环境条件时抗开裂的性能。可加工等温淬火铸铁件经常要承受苛刻的环境条件。例如，扭力杆调节器和下控制臂以及发动机部件常常遭受潮湿、油泄漏和燃料溢出的情况。当遭受各种应变率时，比可加工等温淬火铸铁件干燥时具有更高的开裂速率。因此，可加工奥氏体铸铁件必须对环境开裂具有充分的抵抗性，从而在这种情况下能经济并机械可行地用于机动应用中。
在本发明的具有243BHN布氏硬度的可加工等温淬火铸铁件(MADI)，现有技术的常规延性铁(RDI)以及现有技术的常规等温淬火延性铁(ADI)的样品上实施抗环境开裂的测试。所述样品会遭受各种类型的流体，包括水、新鲜的润滑油、使用过的润滑油和柴油。然后所述样品遭受各种应变速率。测量这些样品在各种条件下的％E1、UTS和YS，以确定样品的性能保持如何。测试的结果在表9中示出。
                                                                   表9
  ％EL   UTS(psi)   YS(psi)
  液体   应变(in/in/min)   RDI(p.a.)   ADI(p.a.)   MADI   RDI(p.a.)   ADI(p.a.)   MADI   RDI(p.a.)   ADI(p.a.)   MADI
  干燥   0   12.2   14.8   19.7   81364   149563   115111   50835   106812   77358
  水   1.0   13.4   8.4   18.1   78078   143090   115125   50476   106861   78803
  水   0.1   12.6   5.5   15.2   77884   135577   115067   47976   105151   77858
  水   0.01   13.5   4.6   14.8   75943   132633   112500   45514   104495   73915
  新油   0.01   9.0   15.9   141006   113427   103933   76779
  旧油   0.01   11.5   17.2   147097   113403   106247   76239
  柴油   0.01   10.8   19.5   145538   113910   106745   73646
抗环境开裂的测试的结果表明，可加工等温淬火铸铁件比常规等温淬火延性铁在残留％E1和UTS方面更好。可加工等温淬火铸铁件在保持UTS和YS方面比常规延性铁更好。此外，可加工等温淬火铸铁件在任一的这些测试中没有明显的％E1、UTS或YS损失。因此，可加工等温淬火铸铁比常规延性铁和常规等温淬火延性铁表现出改良的抗环境开裂性能。
明显的是，根据上述说明可对本发明作出许多修改和变化。也可不同于特别描述的内容，在所附加的权利要求的范围内实施本发明。

Claims (36)

1、一种从包括碳、硅、镍、铜和钼的，并具有基本上珠光体显微组织的铁组合物制造可加工等温淬火铸铁件的方法，所述方法包括步骤：
在从1380°F至1500°F的临界区温度范围将基本上珠光体的显微组织奥氏体化至少10分钟，以产生铁素体加奥氏体显微组织；
以足以防止珠光体形成的速率将铁素体加奥氏体显微组织淬火；
在从575°F到750°F的等温淬火温度范围，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火至少8分钟，以产生等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织；和
将等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织冷却到环境温度，以产生具有改良的强度、可延性、可加工性、疲劳特性以及抗环境开裂性的可加工等温淬火铸铁件。
2、如权利要求1所述的方法，进一步包括步骤，在奥氏体化之前，铸造铁组合物以产生具有至少80％珠光体的基本上珠光体的显微组织。
3、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将基本上珠光体的显微组织奥氏体化的步骤进一步限定为，在从1380°F至1472°F的临界区温度范围将基本上珠光体显微组织奥氏体化。
4、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将基本上珠光体的显微组织奥氏体化的步骤进一步限定为，在从1380°F至1449°F的临界区温度范围将基本上珠光体显微组织奥氏体化。
5、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将基本上珠光体的显微组织奥氏体化的步骤进一步限定为，将基本上珠光体显微组织奥氏体化10至360分钟。
6、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火的步骤进一步限定为，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火8至1440分钟。
7、如权利要求6述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火的步骤进一步限定为，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火60至180分钟。
8、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织淬火的步骤进一步限定为，在5至180秒内将铁素体加奥氏体显微组织淬火到从575°F至750°F的等温淬火温度范围，以防止珠光体的形成。
9、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织淬火的步骤进一步限定为，在盐浴中将铁素体加奥氏体显微组织淬火到等温淬火温度范围。
10、如权利要求9所述的方法，其特征在于，盐浴包括硝酸盐、亚硝酸盐以及其组合的至少其中一种。
11、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织淬火的步骤进一步限定为，在流化床中将铁素体加奥氏体显微组织淬火到等温淬火温度范围。
12、如权利要求1所述的方法，其特征在于，将等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织冷却到环境温度的步骤进一步限定为，在空气、油和水至少其中之一中将等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织冷却到环境温度。
13、如权利要求1所述的方法，其特征在于，可加工等温淬火铸铁件是曲轴构件。
14、如权利要求1所述的方法，其特征在于，可加工等温淬火铸铁件是底盘构件。
15、一种将包括碳、硅、镍、铜和钼的铁组合物制成可加工等温淬火铸铁件的方法，所述方法包括步骤：
在高于2200°F的温度铸造铁组合物；
将铁组合物冷却到1000°F至1340°F的温度；
将铁组合物保持在1000°F至1340°F温度至少8秒，以产生基本上珠光体显微组织；
将铁组合物冷却到环境温度；
将基本上珠光体显微组织在从1380°F至1500°F的临界区温度范围奥氏体化至少10分钟，以产生铁素体加奥氏体显微组织；
以足以防止珠光体形成的速率将铁素体加奥氏体显微组织淬火；
在从575°F到750°F的等温淬火温度范围将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火至少8分钟，以产生等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织；和
将等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织冷却到环境温度，以产生具有改良的强度、可加工性、疲劳特性以及抗环境开裂性的可加工等温淬火铸铁件。
16、如权利要求15所述的方法，其特征在于，将基本上珠光体显微组织奥氏体化的步骤进一步限定为，在从1380°F至1472°F的临界区温度范围将具有至少80％珠光体的基本上珠光体显微组织奥氏体化。
17、如权利要求15述所的方法，其特征在于，将基本上珠光体显微组织奥氏体化的步骤进一步限定为，在从1380°F至1449°F的临界区温度范围将具有至少80％珠光体的基本上珠光体显微组织奥氏体化。
18、如权利要求15所述的方法，其特征在于，将基本上珠光体显微组织奥氏体化的步骤进一步限定为，将基本上珠光体显微组织奥氏体化10至360分钟。
19、如权利要求15所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火的步骤进一步限定为，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火8至1440分钟。
20、如权利要求19所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火的步骤进一步限定为，将铁素体加奥氏体显微组织等温淬火60至180分钟。
21、如权利要求15所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织淬火的步骤进一步限定为，在5至180秒内将铁素体加奥氏体显微组织淬火到从575°F至750°F的等温淬火温度范围，以防止珠光体的形成。
22、如权利要求15所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织淬火的步骤进一步限定为，在盐浴中将铁素体加奥氏体显微组织淬火到等温淬火温度范围。
23、如权利要求22所述的方法，其特征在于，盐浴包括硝酸盐、亚硝酸盐以及其组合的至少其中一种。
24、如权利要求15所述的方法，其特征在于，将铁素体加奥氏体显微组织淬火的步骤进一步限定为，在流化床中将铁素体加奥氏体显微组织淬火到等温淬火温度范围。
25、如权利要求15所述的方法，其特征在于，将等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织冷却到环境温度的步骤进一步限定为，在空气、油和水至少其中之一中将等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织冷却到环境温度。
26、如权利要求15所述的方法，其特征在于，可加工等温淬火铸铁件是曲轴构件。
27、如权利要求15所述的方法，其特征在于，可加工等温淬火铸铁件是底盘构件。
28、一种可加工等温淬火铸铁件，所述铸件由下列步骤制成：
将具有基本上珠光体显微组织的铁组合物在从1380°F至1500°F的临界区温度范围奥氏体化至少10分钟，以产生铁素体加奥氏体显微组织；
以足以防止珠光体形成的速率将铁素体加奥氏体显微组织淬火；
在从575°F到750°F的等温淬火温度范围，将所述铁素体加奥氏体显微组织等温淬火至少8分钟，以产生等轴铁素体连续基体伴随奥氏体岛的显微组织；和
将所述等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的所述显微组织冷却到环境温度，以产生所述具有改良的强度、可延性、可加工性、疲劳特性以及抗环境开裂性的可加工等温淬火铸铁件。
29、如权利要求28所述可加工等温淬火铸铁件，其特征在于，所述基本上珠光体显微组织包括至少80％珠光体。
30、如权利要求28所述可加工等温淬火铸铁件，按重量百分比包括：3.3-3.9％的碳，1.90-2.70％的硅，0.45-2.05％的镍，0.55-1.05％的铜，0-0.20％的钼，余量为铁。
31、如权利要求30所述可加工等温淬火铸铁件，其特征在于，所述工件具有在180至340BHN之间的布氏硬度。
32、如权利要求31所述可加工等温淬火铸铁件，其特征在于，所述工件具有在50000至125000psi之间的屈服强度。
33、如权利要求32所述可加工等温淬火铸铁件，其特征在于，所述工件具有在70000至170000psi之间的极限抗拉强度。
34、如权利要求33所述可加工等温淬火铸铁件，其特征在于，所述工件具有在14％至22％之间的伸长率。
35、一种可加工等温淬火铸铁组合物，所述组合物按重量百分比包括3.3-3.9％的碳，1.90-2.70％的硅，0.45-2.05％的镍，0.55-1.05％的铜，0-0.20％的钼，余量为铁，所述组合物的特征在于，具有等轴铁素体连续基体并伴随奥氏体岛的显微组织，给所述组合物提供了改良的强度、可加工性、可延性、疲劳特性以及抗环境开裂性能。
36、如权利要求35所述可加工等温淬火铸铁组合物，包括重量百分比为3.7％的碳，2.5％的硅，1.85％的镍，0.85％的铜，0.05％的钼，余量为铁。
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CA (1) CA2497760C (zh)
MX (1) MXPA05002433A (zh)
WO (1) WO2004022792A2 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101962729A (zh) * 2009-07-23 2011-02-02 通用电气公司 重型等温淬火延性铁构件
CN104064165A (zh) * 2014-07-08 2014-09-24 森鹤乐器股份有限公司 一种钢琴马克弦枕的处理方法

Families Citing this family (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE10344073A1 (de) * 2003-09-23 2005-04-28 Daimler Chrysler Ag Kurbelwelle mit kombiniertem Antriebszahnrad sowie Verfahren zu ihrer Herstellung und deren Verwendung
DE102004056331A1 (de) * 2004-11-22 2006-05-24 Georg Fischer Fahrzeugtechnik Ag Sphärogusslegierung und Verfahren zur Herstellung von Gussteilen aus der Sphärogusslegierung
US8637127B2 (en) 2005-06-27 2014-01-28 Kennametal Inc. Composite article with coolant channels and tool fabrication method
US7687156B2 (en) 2005-08-18 2010-03-30 Tdy Industries, Inc. Composite cutting inserts and methods of making the same
WO2007127680A1 (en) 2006-04-27 2007-11-08 Tdy Industries, Inc. Modular fixed cutter earth-boring bits, modular fixed cutter earth-boring bit bodies, and related methods
ITVR20060111A1 (it) * 2006-07-03 2008-01-04 Zanardi Fonderie S P A Procedimento per la produzione di componenti meccanici in ghisa sferoidale
CA2663519A1 (en) 2006-10-25 2008-05-02 Tdy Industries, Inc. Articles having improved resistance to thermal cracking
SE531107C2 (sv) 2006-12-16 2008-12-23 Indexator Ab Metod
US8512882B2 (en) 2007-02-19 2013-08-20 TDY Industries, LLC Carbide cutting insert
US7846551B2 (en) 2007-03-16 2010-12-07 Tdy Industries, Inc. Composite articles
SG10201700586QA (en) 2007-11-29 2017-02-27 Ati Properties Inc Lean austenitic stainless steel
MX2010006038A (es) 2007-12-20 2010-08-11 Ati Properties Inc Acero inoxidable austenitico con bajo contenido de niquel que contiene elementos de estabilizacion.
US8337749B2 (en) 2007-12-20 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
NO2229463T3 (zh) 2007-12-20 2018-02-03
WO2009149071A2 (en) 2008-06-02 2009-12-10 Tdy Industries, Inc. Cemented carbide-metallic alloy composites
US8790439B2 (en) 2008-06-02 2014-07-29 Kennametal Inc. Composite sintered powder metal articles
US8025112B2 (en) 2008-08-22 2011-09-27 Tdy Industries, Inc. Earth-boring bits and other parts including cemented carbide
US8322465B2 (en) 2008-08-22 2012-12-04 TDY Industries, LLC Earth-boring bit parts including hybrid cemented carbides and methods of making the same
DE102008050152B4 (de) 2008-10-01 2013-05-23 Claas Guss Gmbh Hochfeste, duktile Gusseisenlegierung mit Kugelgraphit sowie Verfahren zu deren Herstellung
US8272816B2 (en) 2009-05-12 2012-09-25 TDY Industries, LLC Composite cemented carbide rotary cutting tools and rotary cutting tool blanks
US8308096B2 (en) 2009-07-14 2012-11-13 TDY Industries, LLC Reinforced roll and method of making same
US20110114229A1 (en) * 2009-08-20 2011-05-19 Southern Cast Products, Inc. Ausferritic Wear-Resistant Steel Castings
US8440314B2 (en) 2009-08-25 2013-05-14 TDY Industries, LLC Coated cutting tools having a platinum group metal concentration gradient and related processes
DE102009048273A1 (de) * 2009-10-05 2011-04-07 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Gusseisen-Gussteil und Verfahren zu dessen Herstellung
US9643236B2 (en) 2009-11-11 2017-05-09 Landis Solutions Llc Thread rolling die and method of making same
IT1400634B1 (it) * 2010-06-18 2013-06-14 Zanardi Fonderie S P A Procedimento per la produzione di componenti meccanici in ghisa sferoidale austemperata particolarmente resistente all'usura.
US8800848B2 (en) 2011-08-31 2014-08-12 Kennametal Inc. Methods of forming wear resistant layers on metallic surfaces
US9016406B2 (en) 2011-09-22 2015-04-28 Kennametal Inc. Cutting inserts for earth-boring bits
DE102014214640A1 (de) * 2014-07-25 2016-01-28 Ford Global Technologies, Llc Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus wärmebehandeltem Gusseisen
EP3088537A1 (de) 2015-04-27 2016-11-02 Georg Fischer GmbH Herstellverfahren hpi-gusseisen
ITUB20152456A1 (it) * 2015-07-24 2017-01-24 Zanardi Fond S P A Procedimento per la produzione di componenti meccanici in ghisa lamellare o vermiculare.
CN106566976A (zh) * 2016-11-10 2017-04-19 无锡市明盛强力风机有限公司 一种曲轴材料的加工工艺
CN109109592B (zh) * 2018-11-13 2024-02-20 浙江锐泰悬挂系统科技有限公司 一种汽车扭力杆及其制作工艺
SE545732C2 (en) * 2019-02-08 2023-12-27 Ausferritic Ab Method for producing ausferritic steel and ductile iron, austempered in rapid cycles followed by baking
CN112430774A (zh) * 2020-10-27 2021-03-02 宁国东方碾磨材料股份有限公司 一种大型球磨机用高抗磨强韧性衬板及其制备工艺
US11718886B2 (en) * 2021-02-22 2023-08-08 Robert Bosch Gmbh Method for producing a brake element, brake element

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US24621A (en) * 1859-07-05 Improvement in mills for crushing cane
US3920490A (en) * 1971-08-18 1975-11-18 Ford Motor Co Thermally processed steel
US4032368A (en) * 1972-10-05 1977-06-28 United States Steel Corporation Intercritical-cycle annealing
DE2853870A1 (de) * 1978-12-13 1980-07-03 Schmidt Gmbh Karl Gusseisen mit kugelgraphit mit austenitisch-bainitischem mischgefuege
US4222793A (en) * 1979-03-06 1980-09-16 General Motors Corporation High stress nodular iron gears and method of making same
US4432812A (en) * 1980-04-21 1984-02-21 Caterpillar Tractor Co. Drive train gear of lower bainite alloy steel
ES8104423A1 (es) 1980-06-12 1981-04-01 Muhlberger Horst Procedimiento para la fabricacion de hierro fundido
US4541878A (en) * 1982-12-02 1985-09-17 Horst Muhlberger Cast iron with spheroidal graphite and austenitic-bainitic mixed structure
US4484953A (en) * 1983-01-24 1984-11-27 Ford Motor Company Method of making ductile cast iron with improved strength
US4596606A (en) * 1984-09-04 1986-06-24 Ford Motor Company Method of making CG iron
US4737199A (en) * 1985-12-23 1988-04-12 Ford Motor Company Machinable ductile or semiductile cast iron and method
CN86107204A (zh) * 1986-10-15 1988-05-04 北京市机电研究院铸造研究所 球墨铸铁的高频等温淬火
US4838956A (en) * 1987-04-16 1989-06-13 Mazda Motor Corporation Method of producing a spheroidal graphite cast iron
US5028281A (en) * 1988-06-14 1991-07-02 Textron, Inc. Camshaft
US4880477A (en) * 1988-06-14 1989-11-14 Textron, Inc. Process of making an austempered ductile iron article
US5268044A (en) * 1990-02-06 1993-12-07 Carpenter Technology Corporation High strength, high fracture toughness alloy
US5139579A (en) * 1990-04-27 1992-08-18 Applied Process Method for preparing high silicon, low carbon austempered cast iron
US5180450A (en) * 1990-06-05 1993-01-19 Ferrous Wheel Group Inc. High performance high strength low alloy wrought steel
US5082507A (en) * 1990-10-26 1992-01-21 Curry Gregory T Austempered ductile iron gear and method of making it
US5352304A (en) * 1992-11-16 1994-10-04 Allegheny Ludlum Corporation High strength low alloy steel
JP3691913B2 (ja) * 1996-09-05 2005-09-07 株式会社東芝 研磨工具用材料およびそれを用いた研磨定盤
US5849114A (en) * 1997-02-17 1998-12-15 Applied Process, Inc. Method of forming plate-type track shoe
JP3577411B2 (ja) * 1997-05-12 2004-10-13 新日本製鐵株式会社 高靭性ばね鋼
JPH11140585A (ja) * 1997-09-05 1999-05-25 Timken Co:The 最適強靭性を有する熱処理鋼
US5837069A (en) * 1997-09-16 1998-11-17 Weyburn-Bartel Inc. Cast iron components and method of making
US6258180B1 (en) * 1999-05-28 2001-07-10 Waupaca Foundry, Inc. Wear resistant ductile iron
SE515623C2 (sv) 2000-02-14 2001-09-10 Ovako Steel Ab Kättingstål

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101962729A (zh) * 2009-07-23 2011-02-02 通用电气公司 重型等温淬火延性铁构件
CN104064165A (zh) * 2014-07-08 2014-09-24 森鹤乐器股份有限公司 一种钢琴马克弦枕的处理方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA2497760C (en) 2009-12-22
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US7070666B2 (en) 2006-07-04
US7497915B2 (en) 2009-03-03
US20040112479A1 (en) 2004-06-17
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WO2004022792A2 (en) 2004-03-18

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