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Effetto del trattamento termicodi austempering sulle caratteristiche

microstrutturali e meccanichedi ghise sferoidaliS. Barbagallo, E. Cerri, S. De Riccardis

Le ghise ADI (Austempered Ductile Iron) sono prodotte mediante trattamento termico di austemperingdelle ghise duttili convenzionali. La loro matrice costituita da una combinazione di ferrite aciculare edaustenite satura di carbonio. Lo sviluppo delle ghise ADI, ottenute mediante trattamento termico di au-stempering delle ghise sferoidali, ha reso disponibile una nuova famiglia di materiali ferrosi che offronouneccezionale combinazione di caratteristiche meccaniche quali: elevata resistenza statica ed a fatica,buona duttilit e tenacit a frattura, ottima resistenza allusura. Queste propriet ne permettono limpiego

in applicazioni strutturali heavy-duty e ne fanno una valida ed economica alternativa allacciaio, forgiato ofuso, per componenti quali alberi, bielle motore, ruote dentate ecc. Le propriet delle ghise ADI possono es-sere fatte variare significativamente in funzione della composizione della ghisa e dei parametri del tratta-mento. In questo lavoro sono state prese in esame due tipi di ghise sferoidali, facenti parte della categoriadenominata GS600, differenti tra loro per composizione chimica: una ghisa basso legata (con Ni) e una nonlegata. I provini trattati sono stati colati secondo la norma UNI EN 1563 e testati in accordo con UNI EN10002-1. Tali provini in ghisa sferoidale a matrice ferritico-perlitica sono stati sottoposti a trattamento ter-mico di austempering. Tale trattamento costituito da due stadi: laustenitizzazione e la tempra isoterma.

In entrambi gli stadi sono stati presi in esame differenti combinazioni dei 4 parametri di processo fonda-mentali (temperatura e tempo di austenitizzazione e di tempra) al fine di determinare la pi ampia finestradi processo e conseguire la migliore combinazione di propriet meccaniche. I risultati delle prove di trazio-ne realizzate su provini trattati hanno evidenziato un consistente incremento della resistenza a trazione intutte le condizioni ed anche un miglioramento dellallungamento a rottura in determinate condizioni di trat-

tamento. Durante la tempra isotermica, possono avere luogo due differenti stadi di reazione. Nel primo sta-dio si verifica la trasformazione dellaustenite primaria in una struttura lamellare (ausferrite) costituita daferrite e austenite sovrassatura di carbonio. Nel secondo stadio laustenite sovrassatura formatasi prece-dentemente si trasforma in una struttura fine di austenite e carburi e ci determina un decremento delle

propriet meccaniche. Si visto che leffetto dellaggiunta di elementi leganti come il Nickel determina unallungamento del tempo di inizio del primo stadio ed una diminuzione della velocit di reazione. Ci pu

provocare, specialmente in campioni austenitizzati a temperature maggiori, la presenza di austenite nontrasformata (in forma di martensite) con una conseguente diminuzione della duttilit. Lanalisi microstrut-turale eseguita al microscopio ottico con lausilio di tecniche di color metallography e al microscopio elet-tronico in scansione hanno permesso di seguire levoluzione della cinetica dei due stadi di reazione e dimettere in relazione le propriet meccaniche e la distribuzione delle fasi presenti nel materiale.

Parole chiave: ghisa, trasformazione di fase, trattamenti termici, metallografia, prove meccaniche

INTRODUZIONE

Le ghise ADI (Austempered Ductile Iron), provengono daltrattamento termico di austempering di ghise duttili con-venzionali. Il processo di austempering stato utilizzato su-gli acciai sin dal 1930 e solo dai primi anni 70 stato appli-cato alle ghise sferoidali [1]. La matrice delle ghise austem-perate costituita da una combinazione di ferrite aciculare

S. Barbagallo, E. CerriI.N.F.M. Dip. Ingegneria dellInnovazione, Universit di Lecce

S. De RiccardisOfficine e Fonderie De Riccardis Sas, Galatina (LE)

Memoria presentata al 19 Convegno Nazionale Trattamenti Termici,Salsomaggiore, 20-22 maggio 2003

ed austenite satura di carbonio. Le propriet delle ghise ADIdipendono dalla loro composizione chimica e dai parametridel trattamento: facendo variare tali caratteristiche opportu-namente possibile ottimizzare le propriet meccaniche. Leghise ADI hanno una buona combinazione di proprietmeccaniche quali elevata resistenza statica ed a fatica, buo-na duttilit e tenacit a frattura, ottima resistenza allusura.Dopo trattamento di austempering le propriet sopra citatepossono raggiungere valori superiori a quelli di altre ghiseduttili convenzionali ed anche di molti acciai grezzi di cola-ta o forgiati [1-5]. Laggiunta di elementi leganti come adesempio il nichel permette di migliorare laustemprabilitossia di ottenere strutture completamente trasformate anchein getti di notevole spessore [6]. Vari studi hanno tuttavia di-

mostrato [7-10] che gli elementi di lega solitamente aggiun-

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C Si Ni Cu Mn P Mg Cr S Fe

ADI 1 3,42 2,99 0,85 0,33 0,10 0,06 0,055 0,03 0,01 Rim.

ADI 2 3,6 2,9 - 0,95 0,09 0,04 0,044 - 0,01 Rim.

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ti nelle ghise ADI possono segregare determinando disomo-geneit nella struttura finale e quindi caduta delle proprietmeccaniche.

Lobiettivo di questo lavoro stato quello di valutare leffet-to delle condizioni di trattamento sulle propriet meccanichemicrostrutturali di due ghise sferoidali austemperate. Lef-fetto della presenza di nichel in una delle due ghise studiateha permesso inoltre di valutare gli effetti di questo elementosulle cinetiche delle due stadi che caratterizzano il processodi austempering.

MATERIALE E PROCEDURA SPERIMENTALE

Sono state trattate termicamente ghise sferoidali a matriceferritico-perlitica che per composizione chimica (Tabella 1)e caratteristiche meccaniche rientrano nella classe denomi-nata commercialmente GS600. La ghisa contenente Ni sar

identificata di seguito con ADI1, mentre la ghisa non legatacon ADI2.I getti sono stati realizzati secondo la normativa UNI EN1563 [11]. La geometria dei provini di trazione tratti dai taligetti e la modalit della prova sono state conformi alla nor-mativa UNI EN 10002 [12]. I provini sono stati lavorati pri-ma del trattamento termico il quale non ha comportato va-riazioni dimensionali. Le condizioni dei trattamenti termicirealizzati sono presentate in Tab. 2.Le prove di trazione sono state fatte solo per i campioni au-stenitizzati a 870C. Laustenitizzazione stata effettuata inforni a muffola seguita immediatamente dalla tempra iso-terma in bagni salini. I campioni sono stati raffreddati inaria. Dopo una pulitura superficiale i campioni sono stati te-stati mediante una macchina di trazione con cella di caricoda 300kN. Per ciascuna condizione di trattamento sono stati

testati tre provini. La durezza Rockwell C stata misurataper tutte le condizioni di trattamento. Per i campioni auste-nitizzati a 900 in ghisa ADI 1 (con Ni) sono state effettuateanche delle prove di microdurezza Vickers al fine di stabili-re il profilo di durezza tra due diversi noduli. La presenza dimartensite stata messa in evidenza tramite attacco chimicoa base di metabisolfito di potassio e acqua, che rende scurala martensite. La microstruttura dei vari campioni statastudiata al microscopio ottico ed elettronico dopo attaccochimico nital 2%. Al fine di individuare e distinguere lau-stenite dalla ferrite stato utilizzato un attacco chimico dicolor etching denominato Behara. Mediante il software perlelaborazione delle immagini stato possibile valutare ilcontenuto di austenite e le dimensioni degli sferoidi di grafi-te per ogni condizione del trattamento. Questultima analisi

stata condotta su campioni non attaccati e ha permesso di

valutare leventuale deposizione di grafite secondaria suinoduli durante il trattamento. Sono state quindi osservate lesuperfici di frattura dei provini trazionati al SEM.

In questo studio saranno presi in considerazione e discussicon maggior dettaglio i risultati ottenuti da trattamenti co-muni alle due ghise.

RISULTATI SPERIMENTALI E DISCUSSIONE

In fig. 1 presentata la struttura iniziale della ghisa sferoida-le ADI 1. Non sono state riscontrate rilevanti differenze tra idue tipi di ghise allo stato as cast: il contenuto di ferrite si at-testa intorno al 55% e quello di perlite approssimabile al45% per entrambe le ghise testate.Anche dal punto di vista del diametro medio degli sferoidi,le due ghise sono molto simili. Nella ghisa ADI 1 esso ha unvalore medio pari a 19 8 m mentre nella ADI 2 stato ri-

scontrato un va-lore di 21 7 m.In Figura 2 sono riportati gli effetti del tratta-mento termicosulle propriet meccaniche delle due ghise prese in esame.Landamento della resi-stenza a trazione molto simile aquello dello snervamento. Il trattamento termico produce unnotevole incremento della resistenza a trazione rispetto alvalore iniziale della ghisa as cast. Il pro-trarsi del trattamen-to di tempra sembra non influenzare in maniera rilevante ta-le propriet. Le differenze tra i valori di resistenza a trazionedelle due ghise sono dello stesso ordine di grandezza della

Tab. 1: composizione chimicadelle ghise sferoidali trattate

Tab. 1: Chemical compositionof the ADI irons considered.

GHISA ADI 1 (con Ni) Temperature (C) Tempi (min)

Austenitizzazione 870 90Tempra 300,350,400 30,60,120,240,360

Austenitizzazione 900 90Tempra 300 30,60,120,240,360,480

GHISA ADI 2 Temperature (C) Tempi (min)

Austenitizzazione 870,900 30,60 90Tempra 350,400 30,60,120,240,360

Tab. 2: condizioni del

trattamento studiate

Tab. 2: Thermal treatmentsconditions investigated

Fig. 1 - Struttura della ghisa ADI 1 allo stato as cast. (micrografiaottica).

Fig. 1: As cast structure of ADI 1 iron (light microscopy)

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differenza iniziale prima del trattamento. Nel grafico relati-vo allallungamento si nota che per temperature di temprapi elevate si verifica un decremento dellallungamento col

tempo di tem-pra. Ci imputabile allinizio del secondostadio della reazione in cui laustenite ritenuta si tra-sformain carburi e ferrite. In particolare si nota che nella ghisa ADI1 lallungamento si mantiene inizialmente quasi costante,per poi decrescere lentamente. Nelle curva relativa alla ghi-sa ADI 2 la diminuzione dellallungamento a rottura si veri-fica fin da tempi di tempra brevi. Tale differenza nellanda-

mento delle due curve imputabile al ritardo che il nichel,presente nella ADI 1, pu de-terminare, nel completamentodel primo stadio. Temperature di tempra maggiori aumenta-no la dut-tilit e diminuiscono la resistenza e la durezza.I grafici in fig. 3 mo-strano le variazioni di durezza misuratenei campioni AD1 austemperati secondo le condizioni ripor-tate nel grafico. Laumento della temperatura di au-stenitiz-zazione determina un allunga-mento dei tempi di completa-mento del primo stadio della reazione. Tale fenomeno par-ticolar-mente rilevante so-prattutto in campioni temprati a300C nei quali la durezza particolarmente ele-vata. Lele-vata du-rezza in questi casi attribuibile al man-cato com-pletamento del primo stadio della reazione che da luogo allatrasformazione dellaustenite residua (non trasformata) inmartensite. I valori di microdurezza Vi-ckers ottenuti sonomostrati in Fig. 4. Dal momento che il nichel segrega vicinoai bordi dei grani ci si aspetterebbe che in quelle zone lini-zio e il completamento del primo stadio della reazione siamaggior-mente ritardata e pertanto che la marten-site siarinvenuta specialmente in pros-simit dei noduli. I valori dimicrodurez-za e le osservazioni al microscopio ottico hannomesso in evidenza il contrario. In realt il nodulo di grafiteinnesca la rea-zione del primo stadio e quindi sebbene lareazione sia ritardata per effetto del Ni essa incomincia pursempre nei pressi dei noduli. I noduli di grafite giocano unruolo molto importante sullinizio e sul completamento delprimo stadio della reazione ed hanno un effetto predominan-te anche sul ritardo dovuto alla presenza del nichel. La tra-sformazione del primo stadio sebbene ritardata dalla presen-za del nichel ha comunque inizio in prossimit dei noduli esi propaga verso lesterno della cella che ha per centro lo

sferoide in maniera progressiva. Linfluenza dello sferoidedi grafite sulla cinetica del primo stadio spiega la presenzadelle zone di martensite nelle zone intercellulari nei campio-ni temprati a 300C nei quali la reazione maggior-menteritardata per effetto della pi lenta diffusivit del carbonio aquella temperatura.La deposizione di grafite secondaria sui noduli stata messain evidenza tramite lo studio della variazione dei diametriequivalenti dei noduli durante la tempra solo alle alte tempe-rature di tempra, dove la diffusivit del carbonio pi eleva-

Fig. 2: variazioni delle propriet meccaniche in funzione deltempo e della temperatura di tempra. Confronto tra le due ghisetestate.

Fig. 2: Evolution of mechanical properties as function duringaustempering at different temperatures

Fig. 3: Variazioni di durezzadurante il trattamento di

tempra relative alla ghisa ADI1 (con Ni). In a sono raccolti i

grafici relativi ai campioni

austenitizzati a 870C per 90min. mentre in b quello

relativo ai campioniaustenitizzati a 900C per 90

min.

Fig. 3: Evolution of RChardness during austempering

treatment on ADI 1 (Ni-alloyed). a: austempering

after austenitizing at 870 for90min. b: austempering after

austenitizing at 900 for 90min.

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Fig. 4: profilo di durezza tra due noduli vicini. Campione ADI 1temprato a 300C per 120.

Fig. 4: Hardness variation between nodules. ADI 1 sampleaustempered at 300C for 120min.

ta, e solo nella ghisa ADI 2 dove lassenza del nichel rendepi veloci le cinetiche di trasformazione dellaustenite pri-maria. La fig. 5 mostra una zona di deposizione secondaria digrafite su un nodulo, rilevata in una campione di ghisa ADI 2temprata a 400C. Sempre dalla figura 5 possibile vederecome in nuclei di ferrite primari abbiano unorientazione dif-ferente rispetto allasse principale del nucleo di ferrite. Que-

stultimo, in seguito allunione di pi nuclei primari parallelitra loro assume la tipica struttura a spiga di grano.La microstruttura della ghisa al termine del trattamento ter-mico fortemente influenzata dalla temperatura di tempra.

Si nota infatti che a temperature di tempra pi alte la struttu-ra costituita da blocchi interconnessi di austenite, mentrealle temperature di tempra pi basse si verifica la formazio-ne di un numero maggiore di nuclei di ferrite che da luogoad una struttura assai pi fine con austenite presente a formadi film sottili e particelle di ridotte dimensioni tra i nuclei diferrite [7,13,14]. Tali differenze sono chiaramente visibili

anche dal semplice confronto tra campioni temprati a 350 e400C come si evince dalla Fig. 6.La dissoluzione dellaustenite ritenuta (austenite arricchitain carbonio durante il primo stadio della reazione) forte-mente influenzata dalla distanza tra i vari nuclei di ferrite.Dai grafici in fig. 7 si vede come la percentuale di austenitediminuisce col tempo per i campioni temprati a 350, men-tre per quelli temprati a 400 le variazioni col tempo sonomeno evidenti (ad eccezioni di quelli austenitizzati a 870per 90). Questi dati lasciano supporre che la matrice siacompletamente trasformata gi prima di 30 minuti per en-trambe le condizioni.La riduzione della percentuale di austenite con il tempo ditempra, per i provini au-stenitizzati a 350, pu essere impu-tata allattivarsi del secondo stadio gi dopo 30 mi-nuti. Neicam-pioni temprati a 400 il secondo stadio sembra in-veceessere ritar-dato. Tale com-portamento potrebbe sembrareinaspettato, infatti a causa della maggiore diffusivit del car-bonio allaumentare della temperatura di tempra ci si aspet-terebbe un aumento della velocit della trasformazione.Tuttavia, come evidenziato dalle micrografie nella figura 6,la riduzione della temperatura di tempra produce una mag-giore densit di nuclei di ferrite. Passando da una tempra a350 ad una tempra a 400 aumenta per-tanto la distanza trai nuclei di ferrite e quindi il cammino di diffusione del car-bonio per arricchire laustenite. Questo au-mento del cam-mino pu compensare laumento della diffusivit e quindipro-durre un rallentamento sia del primo che del secondostadio della trasformazione. Quanto detto valido anche perla ghisa ADI 1 contenente Ni. Si pu concludere che a tem-perature di tempra molto basse la reazione rallentata per

effetto della diffusivit del carbonio eccessivamente ridottae per la presenza di Nichel, a temperature di tempra elevate

Fig. 5: struttura della ghisadopo trattamento termico diaustempering. Sono evidenti inuclei di ferrite con la lorocaratteristica morfologia a"spiga di grano". La zonaindicata con A il nodulo digrafite iniziale mentre con B indicato lo strato di grafitesecondaria depositata durantela tempra a 400C.

Fig.5: Microstructure of ADI 2iron. Morphology of ferritenuclei is shown in A. The zoneindicated with A is the initialgraphite nodule while the zoneindicated with B in thesecondary graphite depositionlayer.

Fig. 6: aspetto dellamicrostruttura delle ghisa ADI1 dopo tempra a 350 (A) e400 (B).

Fig. 6: Microstructure of ADI1 iron after austempering at

350C (A), and 400C (B).

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la reazione viene ugualmente ritardate a causa di fattori ine-renti la microstruttura del materiale. Quanto detto sembraessere in contrasto con quanto osservato in precedenza aproposito della variazione dellallungamento a rottura col

tempo di tempra. In realt la decomposizione dellaustenitein ferrite e carburi (ovvero il secondo stadio della reazione),ha un effetto molto pi evidente nei campioni temprati a400C che in quelli temprati a 350C. La trasformazione deigrossi blocchi di austenite caratteristici dei campioni tem-prati a temperature pi alte (fig. 6B) in ferrite e carburi de-termina una calo drastico dellallungamento a rottura findallinizio del secondo stadio della reazione. Al contrario latrasformazione delle particelle e dei film sottili di austeniteritenuta tipica dei campioni temprati a 350C determina unadiminuzione dellallungamento a rottura non riscontrabilefin dallinizio della trasformazione visto che la struttura no-tevolmente pi fine (fig 6A) contribuisce in maniera pi ri-levante allassorbimento delle tensioni e delle deformazioni.I grafici in Fig. 8 mostrano la relazione tra le propriet mec-

caniche e la concentrazione di austenite riscontrate nei cam-pioni di ghisa ADI 1. I dati sperimentali evidenziano le stret-te relazioni esistenti tra contenuto di austenite e proprietmeccaniche. evidente infatti che un maggiore contenuto diaustenite determina un incremento dellallungamento a rot-tura. Laustenite ritenuta costituisce la fase che conferisceduttilit al sistema. Ne consegue anche che un maggiorequantitativo di austenite determina minori durezze e resi-stenze a rottura. I campioni temprati a 300C manifestanocaratteristiche meccaniche influenzate anche dalla presenzadella martensite nelle zone intercellulari. Grafici simili sonostati ottenuti anche dallo studio dei campioni in ADI 2 anchese tali relazioni sono meno evidenti.Le superfici di frattura mostrano una morfologia di tipo mi-sto. In prossimit degli sferoidi di grafite presso i quali letensioni sono intensificate per effetto della presenza stessa

Fig. 7: variazioni delcontenuto di austenite in

funzione del tempo di tempra.Ghisa ADI 2.

Fig. 7: Variation of theaustenite content during the

austempering treatment inADI 2.

Fig. 8: variazione delle propriet meccaniche in funzione delcontenuto di austenite per campioni in ghisa ADI 1.

Fig. 8: Effects of HC austenite content on mechanical properties.

Fig. 9: superfici di fratturarilevate in campioni di ghisa

ADI 1. In A tipico aspettoduttile delle aree vicine agli

sferoidi. In B fratturaintergranulare riscontrata incampioni temprati a 300C.

Fig. 9: Fracture surface ofADI 1 samples. A typical

ductile area is shown in A. Anintergranular fracture zone isshown in B. Sample in figure

B was austem

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dello sferoide, le superfici sono prevalentemente duttili.Mentre nelle zone distanti dai noduli la frattura di tipo pifragile con zone di clivaggio. Zone a frattura intergranularehanno caratterizzato prevalentemente i campioni tempratialle temperature pi basse e sono state rinvenute eslusiva-mente nei campioni di ghisa ADI 1. Esempi di superfici difrattura sono presentati nella seguente fig 9.

CONCLUSIONI

Lo studio realizzato sulle ghise ADI prese in esame ha per-messo di conseguire numerose informazioni sulle variazionimicrostrutturali e sulle cinetiche occorrenti nei due stadidella reazione di austempering. I principali risultati si posso-no sintetizzare come segue: Il trattamento di austempering determina una sostanziale

aumento di tutte le propriet meccaniche ed in particolaredella resistenza a trazione e della durezza rendendo talighise paragonabili a numerosi tipi di acciai e utili per im-pieghi heavy-duty.

I parametri di processo influenzano notevolmente le pro-priet e la microstruttura di tali ghise. I campioni tempratihanno manifestato una struttura completamente trasforma-ta per tutte le condizioni testate.

La presenza del nichel influenza notevolmente le cinetichedel primo stadio della reazione rendendo pi lenta la tra-sformazione dellaustenite primaria in ferrite e austeniteritenuta. Il massimo spessore austemprabile ottenibile conghise al nichel pertanto superiore rispetto a quello otteni-bile in ghise non legate. Il trattamento deve comunque es-sere ottimizzato per evitare la presenza di austenite resi-dua e quindi martensite al termine del trattamento.

Esistono evidenti relazioni tra propriet meccaniche e au-stenite ritenuta. pertanto possibile ottenere la migliorecombinazione di propriet meccaniche agendo sui para-metri di processo.

Allaumentare della differenza tra temperatura di austeni-

tizzazione e temperatura di tempra la velocit di reazionedel primo stadio diminuisce e ci comporta la presenza diaustenite residua alla fine del trattamento che si trasformain martensite a temperatura ambiente.

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EFFECT OF THE AUSTEMPERING THERMAL TREATMENTON THE MICROSTRUCTURAL AND MECHANICAL PROPERTIES

OF SPHEROIDAL CAST IRON

KEYWORDS:spheroidal cast iron, austempering, ADI

Austempered Ductile Iron (ADI) comes from the austempe-ring thermal treatment applied to the ductile iron. ADI ironsmatrix is made of acicular ferrite in high carbon content au-stenite. The application of austempering on spheroidal cast

iron has revealed the availability of a new class of ferrous

metals with a good combination of mechanical propertiessuch as fatigue properties, fracture toughness, wear resi-stance and ductility. ADI irons are therefore suitable forstructural and heavy-duty applications and less expensivethan steel. ADI iron is used for crankshafts, camshafts, con-necting rods, gear wheels etc... Mechanical properties of

ADI iron made parts can be optimised by selecting the pro-per set of thermal treatment parameters. Spheroidal castirons with different composition but belonging to the sameclass (GS600) concerning mechanical properties were stu-died in this work. The first alloy was a Ni alloyed spheroidal

cast iron (ADI 1) while the second (ADI 1) was unalloyed

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(Tab.1). Samples were cast and tested according respecti-vely with the UNI EN (Euro Norm) 1563 and UNI EN10002-1. The original microstructure (Fig. 1) of both theiron studied was made of ferrite (55%) plus pearlite (45%).Samples were austempered under different combinations ofthe thermal treatment parameters. Austempering consists oftwo different stages: austenitizing and quenching in salt

bath. Different combinations of the main process parame-ters (austenitizing time and temperature and quenching timeand temperature) were taken into considerations in order todetermine the width of the process window in which the op-timal mechanical properties are obtained (treatment condi-tions are listed in Tab 2). Tensile test results on the austem-

pered samples show a considerable increase in tensilestrength and hardness in every treatment conditions (Figu-res 2, 3). Also the elongation to fracture was increased insome treatment conditions (Fig. 2). Transformations taking

place during austempering can be divided into two stages.During the first stage, austenite begins to transform into fer-rite obeying to the metastable equilibrium relationshipbetween ferrite and austenite. The carbon released by the

ferrite nuclei enriches the austenite. The high carbon con-tent depresses the Ms temperature below 193 K and therefo-re the so called high carbon (HC) austenite is stable at roomtemperature. However, the HC austenite is not stable indefi-nitely. If the material is maintained into the salt baths over acertain time, stage II reaction begins. During stage II, the

HC austenite previously formed, decomposes into carbideand ferrite. The second stage transformation is generally re-lated with a ductility decrease. The HC austenite decompo-sition seems to be enhanced by higher austempering tempe-ratures. In fact, the elongation to fracture values decreaseduring austempering at 400C (Fig 2). Anyway it can be no-ticed also that the elongation to fracture decreases faster in

ADI 2 samples (unalloyed) rather than in ADI 1 (nickel al-loyed iron). The addition of Ni delays stage I reaction andslows down its kinetic. This effect produces also a conse-quential delay of the second stage and a reduction of the

process window width. Therefore the different behaviour ofthe two irons evidenced in Fig. 2, can be attributed to the Nieffects. In Ni-alloyed iron samples austenitized at highertemperature, the kinetic of stage I is so slowed that anamount of primary (untransformed) austenite becomes mar-tensite at the end of the treatments in salt bath during theroom temperature cooling. The presence of martensite pro-duces a considerable ductility loss. Fig. 4 shows the effect ofmartensite presence on the micro-hardness Vickers varia-tion between different spheroids. The HV peak is imputableto martensite presence which was moreover evidenced bythe etching. In ADI 1 samples austempered at 300C afteraustenitizing at 870C the values of HRC decrease (Fig. 3).This behaviour is consequence of the Ni addition. As the au-stempering time is increased, stage I reaction goes on and

the presence of primary austenite after austempering is re-duced. The reduction of the primary austenite amount pro-duces a decrease of HRC. The evolutions of the two diffe-

rent stages reactions and their relationship with the mecha-nical properties were pointed out by means of microstructu-ral analysis performed at light optical microscope with theaid of colour metallography techniques and at scanningelectron microscope (SEM). The typical microstructure ofan ADI is shown in Fig. 5. The original ferrite nuclei joineach other to form the main ferrite needle. Secondary

graphite deposition on spheroids was revealed only in ADI 2samples at high austempering temperature (400C) and af-ter long austempering time (4-6h) (Fig. 5). The austempe-ring temperature strongly influences the microstructure and

particularly the morphology of austenite as shown in figure6. At 400C the microstructure is coarser and large austeni-te interconnected blocks are formed. At lower temperaturesthe ferrite nuclei are smaller and well distributed, the micro-structure is finer and austenite films surround the ferriteneedles (Fig. 6). The distance between the different ferritenuclei influences the II stage kinetic. The amount of HC au-stenite decreases faster during austempering at 350C thanat 400C in unalloyed iron (Fig. 7). The higher diffusion ra-te at higher temperature does not justify this behaviour. Ac-tually the austempering at lower temperatures (350C) pro-duces a higher density of ferrite nuclei and therefore thelength of the carbon diffusion path to enrich austenite isshorter than that at higher temperatures (400C). The redu-ced carbon diffusion path length at 350C seems to influen-ce the stage I kinetic more than the decreased diffusivity ra-te; therefore the first stage reaction is completed earlier at350 than at 400C. The higher reaction rate of stage I at350C anticipates the beginning of the second stage reac-tion and slows down its kinetics. Ni-alloyed iron has showna similar behaviour. Anyway the excessive reduction of theaustempering temperature (300C) and the presence of

Nickel as sobstitutional element in the crystal lattice produ-ce a considerable reduction of the carbon diffusion rate andconsequently of the stage I kinetic. The decomposition of

HC austenite in ferrite and carbide has more evident effectsin samples austempered at 400C than at 350C. In fact, the

transformation of the large HC austenite blocks formed du-ring austempering at 400C in ferrite and carbide producesa considerable decrease of the elongation to fracture sincethe beginning of the II stage reaction. On the contrary thetransformation of the HC austenite thin film or small parti-cles which are present in samples austempered at 350C,does not influence strongly the elongation to fracture valuessince the microstructure is finer. The influence of the amountof austenite content on mechanical properties is clearlyshown in figure 8. There is an almost linear relationbetween the main mechanical properties and austenite con-tent. Near graphite nodules the fracture surface is mostlyductile (Fig. 9) since the presence of spheroids contributesto void nucleation by increasing the strain field in the sur-roundings. Far from nodules several cleavage fracture

areas were detected. In Ni-alloyed iron and only at low au-stempering temperatures some intergranular fracture areaswere revealed.

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800-3070-1-PB