JPH01159354A - 耐熱鋳鋼 - Google Patents
耐熱鋳鋼Info
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- JPH01159354A JPH01159354A JP31619387A JP31619387A JPH01159354A JP H01159354 A JPH01159354 A JP H01159354A JP 31619387 A JP31619387 A JP 31619387A JP 31619387 A JP31619387 A JP 31619387A JP H01159354 A JPH01159354 A JP H01159354A
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Landscapes
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、耐熱鋳鋼に関し、詳しくは優れた耐熱疲労性
、耐酸化性といった耐久性を有するとともに、鋳造性、
加工性にも優れ安価なコストで製造可能な耐熱鋳鋼に関
する。
、耐酸化性といった耐久性を有するとともに、鋳造性、
加工性にも優れ安価なコストで製造可能な耐熱鋳鋼に関
する。
従来の耐熱鋳鉄、鋳鋼としては、例えば第1表に比較材
として示すようなものがある。
として示すようなものがある。
自ant用エンノンのエキゾーストマニホールド、ター
ボチャージャ用タービンハウジング、ディーゼルエンジ
ン用予燃焼室、排気〃ス浄化装置用部品等の排気系部品
においては、使用条件が高温苛酷となることから、第1
表に示すような高Si球状黒鉛鋳鉄、ニレノス)II鉄
、A1匍鉄等の耐熱鋳鉄や、特例的にはオーステナイト
系ステンレス鋳鋼等の高価な高合金耐熱g!鋼が採用さ
れていた。
ボチャージャ用タービンハウジング、ディーゼルエンジ
ン用予燃焼室、排気〃ス浄化装置用部品等の排気系部品
においては、使用条件が高温苛酷となることから、第1
表に示すような高Si球状黒鉛鋳鉄、ニレノス)II鉄
、A1匍鉄等の耐熱鋳鉄や、特例的にはオーステナイト
系ステンレス鋳鋼等の高価な高合金耐熱g!鋼が採用さ
れていた。
しかしながら、このような従来の耐熱鋳鋼、鋳鋼にあっ
ては、例えば高Si球状黒鉛鋳鉄、二レノスト鋳鉄にお
いては、比較的、鋳造性や加工性等の生産性は良好であ
るものの耐熱疲労性やita化性といった耐久性が劣る
ことから、800℃以上の高温となる部材には適用でき
ず、またA11l鉄やオーステナイト系ステンレス鋳鋼
等の高合金耐熱鋳鋼においては、800℃以上での耐久
性には優れているものの、鋳造性が悪く舞造時にひけ巣
、湯廻り不良等の僑造欠陥が発生し易いこと、機械加工
性が悪いことにより、その生産性が劣るという問題点が
あった。
ては、例えば高Si球状黒鉛鋳鉄、二レノスト鋳鉄にお
いては、比較的、鋳造性や加工性等の生産性は良好であ
るものの耐熱疲労性やita化性といった耐久性が劣る
ことから、800℃以上の高温となる部材には適用でき
ず、またA11l鉄やオーステナイト系ステンレス鋳鋼
等の高合金耐熱鋳鋼においては、800℃以上での耐久
性には優れているものの、鋳造性が悪く舞造時にひけ巣
、湯廻り不良等の僑造欠陥が発生し易いこと、機械加工
性が悪いことにより、その生産性が劣るという問題点が
あった。
本発明は、上記問題点を解決することを目的とするもの
である。
である。
この発明は、このような従来の問題点に着目してなされ
たもので、重量比率でC:0,06′ 〜0.20%
、N:0.01〜0.10%、Si: 0.4〜2.0
%、Mn : 0.3−1.0%、P:0.04%以下
、S:0.04%以下、C「:15〜22%、Nb :
0.01〜2.0%、Ti: 0.01−0.10%
、Mo : 0.2〜 1.0%、Ni : 0.01
−1.0%、Y、Ceの1種または2種の総和:0.0
1〜0.2%、W:0,01〜1.0%、 B:0.0
01〜0゜01%、V:0.01〜1.0%、残部実質
的にFeからなる組成を有し、鉤造後に2相混合域以下
の温度で焼準処理を施したことを特徴とするものである
。
たもので、重量比率でC:0,06′ 〜0.20%
、N:0.01〜0.10%、Si: 0.4〜2.0
%、Mn : 0.3−1.0%、P:0.04%以下
、S:0.04%以下、C「:15〜22%、Nb :
0.01〜2.0%、Ti: 0.01−0.10%
、Mo : 0.2〜 1.0%、Ni : 0.01
−1.0%、Y、Ceの1種または2種の総和:0.0
1〜0.2%、W:0,01〜1.0%、 B:0.0
01〜0゜01%、V:0.01〜1.0%、残部実質
的にFeからなる組成を有し、鉤造後に2相混合域以下
の温度で焼準処理を施したことを特徴とするものである
。
本発明において、従来の問題点を解決するための手段と
して耐熱疲労性および耐酸化性の要因分析を行なった結
果、その構成を上述のような組成範囲としたものである
。
して耐熱疲労性および耐酸化性の要因分析を行なった結
果、その構成を上述のような組成範囲としたものである
。
このような組成としたことにより、耐熱鋳鉄と同等の鋳
造性、加工性、低価格性等といった生産性特性を保有さ
せた上で、従来のステンレス鋳鋼の高合金耐熱鋳鋼と同
等の耐熱疲労性および同等以上の耐酸化性を付与するこ
とができたものである。
造性、加工性、低価格性等といった生産性特性を保有さ
せた上で、従来のステンレス鋳鋼の高合金耐熱鋳鋼と同
等の耐熱疲労性および同等以上の耐酸化性を付与するこ
とができたものである。
以下、本発明の耐熱鋳鋼に含有する各合金元素の組成範
囲の限定理由について説明する。
囲の限定理由について説明する。
C(炭素):0.06〜0.20%
まず、耐熱疲労性について第1表および第2表のデータ
をもとに重回帰分析を行なった結果、フェライト系ステ
ンレス鋳鋼においては従来から重要性が指摘されていた
破断伸びよりも高温における強度が支配要因であること
が明らかとなった。
をもとに重回帰分析を行なった結果、フェライト系ステ
ンレス鋳鋼においては従来から重要性が指摘されていた
破断伸びよりも高温における強度が支配要因であること
が明らかとなった。
そのためには、C含有量を黒鉛化しない範囲で増す必要
がある。
がある。
また、Cは溶湯の流動性(Ill造性)を改善させるこ
とから0.06%以上は必要である。
とから0.06%以上は必要である。
しかし一方、後述の主にCr含有量との関係からa−γ
相変態に伴なう局部熱応力による耐熱疲労性の低下を防
ぐ目的でCは0.20%以下とする。
相変態に伴なう局部熱応力による耐熱疲労性の低下を防
ぐ目的でCは0.20%以下とする。
また、上記の低C範囲とすることにより耐酸化性の向上
および耐食性および加工性の低下を引き起こすCr炭化
物の析出を抑制することができる。
および耐食性および加工性の低下を引き起こすCr炭化
物の析出を抑制することができる。
N (窒素):0,01〜0.10%
NはCと同様に高温強度を改善し耐熱疲労性を改善する
ことが本データより明らかとなった重要な元素であり、
含有量0.01%以上で効果があられれるが、一方、製
造の安定性を確保するためとCr x N析出による脆
化を避けるために0.10%以下とした。
ことが本データより明らかとなった重要な元素であり、
含有量0.01%以上で効果があられれるが、一方、製
造の安定性を確保するためとCr x N析出による脆
化を避けるために0.10%以下とした。
Si(けい素):0,4〜2.0%
Siは本Fe−Cr系合金系のγ相範囲を狭め組織安定
性を増し、1tWl化性の改善効果もある。さらに、鋳
造性を改善し、脱酸剤として働き鋳物のピンホール欠陥
を減らす効果もあるため0,4%以上とする。
性を増し、1tWl化性の改善効果もある。さらに、鋳
造性を改善し、脱酸剤として働き鋳物のピンホール欠陥
を減らす効果もあるため0,4%以上とする。
しかし一方で、Cとのバランス (炭素当量)により1
次炭化物を粗大化させて加工性を悪化し、また、フェラ
イト基地組織中のSi含有量が過多となって靭性の低下
を起こしたり、高温でのび相形成を助長するため 2.
0%以下とした。
次炭化物を粗大化させて加工性を悪化し、また、フェラ
イト基地組織中のSi含有量が過多となって靭性の低下
を起こしたり、高温でのび相形成を助長するため 2.
0%以下とした。
Mn (vン〃ン):0.3−1.0%Mnはパーライ
ト組織の形成元素であることから、本発明材のように基
地組織を7エライ)Al1織とした耐熱素鋼にはあまり
好もしくない元素であるが、Si と同様に溶湯の脱酸
剤として有効であり、舞遺時の湯流れ性を向上させて生
産性を改善させるため0.3〜1゜0%とする。
ト組織の形成元素であることから、本発明材のように基
地組織を7エライ)Al1織とした耐熱素鋼にはあまり
好もしくない元素であるが、Si と同様に溶湯の脱酸
剤として有効であり、舞遺時の湯流れ性を向上させて生
産性を改善させるため0.3〜1゜0%とする。
P (リン): 0.04%以下
0.04%以下を超えて含有するとパーライト化やステ
ゲイト晶出による加工性の悪化や、不純物として耐食性
および耐熱疲労性を低下させるため0.04%以下とす
る。
ゲイト晶出による加工性の悪化や、不純物として耐食性
および耐熱疲労性を低下させるため0.04%以下とす
る。
S (イオク):0.04%以下
SはM n S晶出による加工性の改善は期待できるが
、不純物として耐食性および耐熱疲労性を低下させるた
め0.04%以下とする。
、不純物として耐食性および耐熱疲労性を低下させるた
め0.04%以下とする。
Cr(クロム):15−22%
Crは耐酸化性を改善し、共析変態温度を上昇させ、主
にC含有量との関係から実用高温域でのα−γ相変態を
防止し、組織安定性を狙う目的で15%以上とする。
にC含有量との関係から実用高温域でのα−γ相変態を
防止し、組織安定性を狙う目的で15%以上とする。
しかし一方で、多量の添加はCrの1次炭化物を粗大化
させ機械加工性を悪化させることと、高温でのσ組形成
を助長し着しく脆化を起こすため22%以下とする。
させ機械加工性を悪化させることと、高温でのσ組形成
を助長し着しく脆化を起こすため22%以下とする。
Nb(ニオブ):0.01〜2.0%
NbはCと結合して微細な炭化物を生成し、高温強度を
増大させる。またCr系炭化物の生成を抑制することに
よってit食性と被削性を向上させる目的で0.01%
以上とする。
増大させる。またCr系炭化物の生成を抑制することに
よってit食性と被削性を向上させる目的で0.01%
以上とする。
しかし一方で、多量の添加は結晶粒界に炭化物を形成し
、靭性を低下させるため 2.0%以下とする。
、靭性を低下させるため 2.0%以下とする。
Ti(チタン):o、oi〜0.10%Tiは共析変態
温度の上昇に有効であると同時に債造時にCrより優先
的に炭化物を形成させるため加工性を悪化させる1次C
r炭化物の形成を抑制し、また高温における2次C「炭
化物の析出を抑制することから高温靭性、耐酸化性、耐
食性を向上させるため0゜01%以上とする。
温度の上昇に有効であると同時に債造時にCrより優先
的に炭化物を形成させるため加工性を悪化させる1次C
r炭化物の形成を抑制し、また高温における2次C「炭
化物の析出を抑制することから高温靭性、耐酸化性、耐
食性を向上させるため0゜01%以上とする。
しかし一方で、多量の添加は大気溶解では酸化が激しく
匍造性を著しく害するため、C含有量との関係から0.
1%以下とする。
匍造性を著しく害するため、C含有量との関係から0.
1%以下とする。
−MO(モリブデン):0,2〜1.0%MoはC%N
と同様にフェライト基地を強化して高温強度を向上させ
る作用をもつ。
と同様にフェライト基地を強化して高温強度を向上させ
る作用をもつ。
従って、耐熱疲労性の向上の目的で0.2%以上とする
。
。
しかし、含有量が1.0%を超えると共晶粗大炭化物が
生成されて機械加工性を悪化させ、脆化も起こす、また
、耐酸化性も悪化させるためその上限を1.0%とする
。
生成されて機械加工性を悪化させ、脆化も起こす、また
、耐酸化性も悪化させるためその上限を1.0%とする
。
Niにッケル): 0.01〜1.0%Niは靭性の改
善と耐食性の改善に有効であるが、高温での組織安定性
、コストを勘案して0.01〜1.0%とする。
善と耐食性の改善に有効であるが、高温での組織安定性
、コストを勘案して0.01〜1.0%とする。
Y(イツトリウム)、Ce(セリウム)の1種または2
種の総和:o、oi〜0.2% Yは溶湯を清浄にし、微量不純物と非金属介在物を減少
させるが、コストを勘案して0゜01〜0.2%とする
。
種の総和:o、oi〜0.2% Yは溶湯を清浄にし、微量不純物と非金属介在物を減少
させるが、コストを勘案して0゜01〜0.2%とする
。
W(タングステン):0.01〜1.0%Wは固溶体強
化効果によって靭性を向上させるが、コストを勘案して
o、o i〜1.0%とする。
化効果によって靭性を向上させるが、コストを勘案して
o、o i〜1.0%とする。
B (ボロン):0.001〜0.01%Bは結晶粒を
微細化し、粒界への炭化物の析出を抑制することによっ
て、高温有性を増す目的で0.001%以上とする。
微細化し、粒界への炭化物の析出を抑制することによっ
て、高温有性を増す目的で0.001%以上とする。
しかし一方で、多量の含有はB化合物を晶出させること
によって、靭性や溶接性を低下させるため0.01%以
下とする。
によって、靭性や溶接性を低下させるため0.01%以
下とする。
■ (バナジウム): 0.01〜1.0%■は炭化物
または窒化物を生成し、高温強度を増大させる。またC
r系炭化物の生成を抑制することによって耐食性と被削
性を向上させる目的で0.01%以上とする。
または窒化物を生成し、高温強度を増大させる。またC
r系炭化物の生成を抑制することによって耐食性と被削
性を向上させる目的で0.01%以上とする。
しかし一方で、多量の含有は結晶粒界に炭化物または窒
化物を形成し、靭性を低下させるため1.0%以下とす
る。
化物を形成し、靭性を低下させるため1.0%以下とす
る。
以下、この発明を実施例により説明する。
f51表は、この発明の実施例を示す表である。
本発明材の各種の特性を評価するために第1表のような
3種類の本発明材■〜■および311類の比較材■〜■
の供試材を鋳造により製造した。
3種類の本発明材■〜■および311類の比較材■〜■
の供試材を鋳造により製造した。
なお、各供試材の10?Lに当たっては、100kg用
高周波溶解炉を用いて大気溶解し、直ちに1550℃以
上で出湯して1500°C以上で注湯し、J■S規脩八
号へYブロック形状に鋳造した。
高周波溶解炉を用いて大気溶解し、直ちに1550℃以
上で出湯して1500°C以上で注湯し、J■S規脩八
号へYブロック形状に鋳造した。
ついで、上述により鋳造されたYブロックを加熱炉中に
て800℃で28r保持後、空冷する焼準処理を行なっ
た。
て800℃で28r保持後、空冷する焼準処理を行なっ
た。
なおtIS1表において、比較材■〜■は自動車用ター
ボチャージャ・ハウジングや排気マニホールドなどの耐
熱部品に使用されているもので、比較材■はニレジスト
球状黒鉛鋳鉄であり、比較材■はオーステナイト系耐熱
i[(JIS規格5CH2i相当)であり、比較材■は
高Si球状黒鉛鋳鉄と称されるものの1種である。
ボチャージャ・ハウジングや排気マニホールドなどの耐
熱部品に使用されているもので、比較材■はニレジスト
球状黒鉛鋳鉄であり、比較材■はオーステナイト系耐熱
i[(JIS規格5CH2i相当)であり、比較材■は
高Si球状黒鉛鋳鉄と称されるものの1種である。
また、第1表の(−)は未分析を表わす。
上述によりa遺した第1表に示すような組成を有する各
供試材を用いて、以下に述べるような各種の評価試験を
打なった。
供試材を用いて、以下に述べるような各種の評価試験を
打なった。
まず、電気−油圧サーボ方式の熱疲労試験機を用いて、
上述の各供試材に対して熱疲労試験を実施した。
上述の各供試材に対して熱疲労試験を実施した。
なお、熱疲労試験は、標点間距離が20m5、標、r!
(+111の直径が10mmの丸棒試験片を用いて、試
験片の加熱による伸びを機械的に完全拘束した状態で下
限温度を100℃、上限温度を900℃とし、1サイク
ル12分として加熱冷却サイクルの繰り返しに上り熱疲
労破壊させた。
(+111の直径が10mmの丸棒試験片を用いて、試
験片の加熱による伸びを機械的に完全拘束した状態で下
限温度を100℃、上限温度を900℃とし、1サイク
ル12分として加熱冷却サイクルの繰り返しに上り熱疲
労破壊させた。
また、耐熱疲労性を支配する要因解析をする目的で各供
試材に対して900℃での高温引張試験およびφ14X
80mmの丸棒試験片を製作し、900℃において20
0時間の大気中保持による酸化試験を実施した。
試材に対して900℃での高温引張試験およびφ14X
80mmの丸棒試験片を製作し、900℃において20
0時間の大気中保持による酸化試験を実施した。
なお、この酸化試験での試験結果の評価方法としては酸
化試験後にシ!I7トブラスト処理を施して酸化スケー
ルを除去し、酸化試験前後の一単位表面積当たりの重1
変化(酸化減量二sg/C鴫2)により評価した。
化試験後にシ!I7トブラスト処理を施して酸化スケー
ルを除去し、酸化試験前後の一単位表面積当たりの重1
変化(酸化減量二sg/C鴫2)により評価した。
以上の熱疲労試験、高温引張試験、酸化試験の結果を第
2表に示す。
2表に示す。
第2表から明らかなように、本発明材■〜■は、いずれ
も従来材である比較材■〜■と比較すると耐熱疲労性、
耐酸化性は同等以上の性能を有していることがわかる。
も従来材である比較材■〜■と比較すると耐熱疲労性、
耐酸化性は同等以上の性能を有していることがわかる。
次に、本発明材を用いて1.1’ターボチヤージヤガソ
リンエンジン用の排気マニホールドを鋳造によ’)*遺
したところ、湯廻り不良やピンホールなどの鋳造不良を
発生させることなく、l遣歩留まりも50%以上とする
ことができ、生産性に優れていることを確認することが
できた。
リンエンジン用の排気マニホールドを鋳造によ’)*遺
したところ、湯廻り不良やピンホールなどの鋳造不良を
発生させることなく、l遣歩留まりも50%以上とする
ことができ、生産性に優れていることを確認することが
できた。
また、本発明材の機械加工性については、鋳造後に2和
製合域以下の温度で焼準処理を施すことによって硬さを
HB200以下とすることができ、この硬さは、球状黒
鉛鋳鉄(JIS規格FCD40)材と同等であり、機械
加工性においても釘等問題のない耐熱情調である。
製合域以下の温度で焼準処理を施すことによって硬さを
HB200以下とすることができ、この硬さは、球状黒
鉛鋳鉄(JIS規格FCD40)材と同等であり、機械
加工性においても釘等問題のない耐熱情調である。
ついで本発明材および比較材による1、81ターボチヤ
ージヤガソリンエンジン用の排気マニホールドをエンノ
ンに搭載してエンジン台上耐久試験により排気マニホー
ルドとしての耐熱疲労性を評価した。
ージヤガソリンエンジン用の排気マニホールドをエンノ
ンに搭載してエンジン台上耐久試験により排気マニホー
ルドとしての耐熱疲労性を評価した。
第3表に耐久用の排気マニホールドの各化学成分を示す
。
。
なお、第3表において、比較材のはニレジスト球状黒鉛
鋳鉄であり、比較材■は高Si球状黒鉛鋳鉄と称される
ものの1種である。
鋳鉄であり、比較材■は高Si球状黒鉛鋳鉄と称される
ものの1種である。
エンジン台上耐久試験条件は、最高回転数を5600
rptaとして全負荷条件での冷熱サイクル耐久試験に
て500サイクルまで実施し、熱疲労亀裂の発生の有無
により、その耐久性の評価を行なった。
rptaとして全負荷条件での冷熱サイクル耐久試験に
て500サイクルまで実施し、熱疲労亀裂の発生の有無
により、その耐久性の評価を行なった。
その結果、本発明材により製造した排気マニホールl’
(本発明品のと■)では、500サイクルの試験終了ま
で熱疲労亀裂の発生が認められなかったのに対して、比
較品■は421サイクルで、また比較品■は365サイ
クルで肉厚を貫通する熱疲労亀裂が発生した。
(本発明品のと■)では、500サイクルの試験終了ま
で熱疲労亀裂の発生が認められなかったのに対して、比
較品■は421サイクルで、また比較品■は365サイ
クルで肉厚を貫通する熱疲労亀裂が発生した。
以上の結果から、本発明材により製造された排気セニホ
ールド (本発明品■と■)は、従来村により製造され
た排気マニホールド (比較品■と■)に比べて、熱負
荷の厳しい排気マニホールドとして優れた耐熱疲労性を
有していることが明らかとなった。
ールド (本発明品■と■)は、従来村により製造され
た排気マニホールド (比較品■と■)に比べて、熱負
荷の厳しい排気マニホールドとして優れた耐熱疲労性を
有していることが明らかとなった。
以上の説明しで外たように、この発明によれば、その構
成を重量比率でC:0,06〜0゜20%、N:0.0
1〜0.10%、Si : 0゜4〜2.0%、 Mn
:0.3−1.0%、 P:0.04%以下、 S:0
,04%以下、 Cr:15〜22%、Nb:0.01
〜2.0%、Ti: 0.01〜0.10%、Mo :
0.2〜 1.0%、Ni : 0.01−1.0%
、Y、Ceの1種または2種の総和:0.01〜0.2
%、W : 0,01〜1.0%、 B:0,001〜
0゜01%、v:o、oi〜1.0%、残部実質的−に
Feからなる組成を有し、鋳造後に2和製合域以下の温
度で焼準処理を施したので、エンジン排気系部品におい
て特に重要な耐熱疲労性と耐酸化性について従来の耐熱
鋳鋼を上回る特性を有し、かつ鋳造性、機械加工性は従
来の耐熱鋳鉄と同等の特性を有する耐熱鋳鋼を廉価に製
造することができ、エンノン排気系部品用材料に適用し
て優れた効果を奏するものである。
成を重量比率でC:0,06〜0゜20%、N:0.0
1〜0.10%、Si : 0゜4〜2.0%、 Mn
:0.3−1.0%、 P:0.04%以下、 S:0
,04%以下、 Cr:15〜22%、Nb:0.01
〜2.0%、Ti: 0.01〜0.10%、Mo :
0.2〜 1.0%、Ni : 0.01−1.0%
、Y、Ceの1種または2種の総和:0.01〜0.2
%、W : 0,01〜1.0%、 B:0,001〜
0゜01%、v:o、oi〜1.0%、残部実質的−に
Feからなる組成を有し、鋳造後に2和製合域以下の温
度で焼準処理を施したので、エンジン排気系部品におい
て特に重要な耐熱疲労性と耐酸化性について従来の耐熱
鋳鋼を上回る特性を有し、かつ鋳造性、機械加工性は従
来の耐熱鋳鉄と同等の特性を有する耐熱鋳鋼を廉価に製
造することができ、エンノン排気系部品用材料に適用し
て優れた効果を奏するものである。
Claims (1)
- 重量比率でC:0.06〜0.20%、N:0.01〜
0.10%、Si:0.4〜2.0%、Mn:0.3〜
1.0%、P:0.04%以下、S:0.04%以下、
Cr:15〜22%、Nb:0.01〜2.0%、Ti
:0.01〜0.10%、Mo:0.2〜1.0%、N
i:0.01〜1.0%、Y、Ceの1種または2種の
総和:0.01〜0.2%、W:0.01〜1.0%、
B:0.001〜0.01%、V:0.01〜1.0%
、残部実質的にFeからなる組成を有し、鋳造後に2相
混合域以下の温度で焼準処理を施したことを特徴とする
耐熱鋳鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31619387A JPH01159354A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31619387A JPH01159354A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 耐熱鋳鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01159354A true JPH01159354A (ja) | 1989-06-22 |
Family
ID=18074334
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP31619387A Pending JPH01159354A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01159354A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04218645A (ja) * | 1990-03-27 | 1992-08-10 | Hitachi Metals Ltd | 熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
US5202088A (en) * | 1990-12-28 | 1993-04-13 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Ferritic heat-resisting cast steel and a process for making the same |
US5340414A (en) * | 1991-11-15 | 1994-08-23 | Mazda Motor Corporation | Heat-resistant ferritic cast steel member |
CN102181794A (zh) * | 2011-04-14 | 2011-09-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 人造板设备用调质高强度钢板及其生产方法 |
EA017766B1 (ru) * | 2008-03-11 | 2013-03-29 | Государственное Научное Учреждение "Физико-Технический Институт Национальной Академии Наук Беларуси" | Жаростойкая литейная сталь |
CN103194662A (zh) * | 2013-04-24 | 2013-07-10 | 黎城恒泰精密铸造有限公司 | 一种水熄焦车用中碳高铬合金铸钢衬板及其制造方法 |
US9551267B2 (en) | 2014-12-02 | 2017-01-24 | Hyundai Motor Company | Heat resistant cast steel having superior high temperature strength and oxidation resistance |
-
1987
- 1987-12-16 JP JP31619387A patent/JPH01159354A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPH04218645A (ja) * | 1990-03-27 | 1992-08-10 | Hitachi Metals Ltd | 熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
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