JPH01159355A - 耐熱鋳鋼 - Google Patents
耐熱鋳鋼Info
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- JPH01159355A JPH01159355A JP31619487A JP31619487A JPH01159355A JP H01159355 A JPH01159355 A JP H01159355A JP 31619487 A JP31619487 A JP 31619487A JP 31619487 A JP31619487 A JP 31619487A JP H01159355 A JPH01159355 A JP H01159355A
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (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穴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穴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。
従来の耐熱磐鉄、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。
自動軍用エンジ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、ニレジスト鋳鉄、A
I鋳鉄等の耐熱鋳鉄や、特例的にはオーステナイト系ス
テンレス10M等の高価な高合金耐熱鋳鋼が採用されて
いた。
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、ニレジスト鋳鉄、A
I鋳鉄等の耐熱鋳鉄や、特例的にはオーステナイト系ス
テンレス10M等の高価な高合金耐熱鋳鋼が採用されて
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、ニレジスト鋳鉄にお
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耐酸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Aim鉄やオーステナイト系ステンレス鋳鋼等
の高合金釘熱倚鋼においては、800℃以上での耐久性
には優れているものの、II造性が悪く鋳造時にひけ巣
、湯廻り不良等の債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、ニレジスト鋳鉄にお
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耐酸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Aim鉄やオーステナイト系ステンレス鋳鋼等
の高合金釘熱倚鋼においては、800℃以上での耐久性
には優れているものの、II造性が悪く鋳造時にひけ巣
、湯廻り不良等の債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%、M
n : 0.3−1.0%、P:0.04%以下、S:
0,04%以下、Cr:15〜22%、Nb : 0.
01〜2.0%、Ti: o、o t−o、i o%、
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%、Zr、Hfの1種または2種の総和:0.
01〜1.0%、 B:0.001〜0.01%、A!
: o、i−s、o%、Cu : 0.1−5.0%、
残部実質的にFeからなる組成を有し、匍造後に2相部
合域以下の温度で規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%、M
n : 0.3−1.0%、P:0.04%以下、S:
0,04%以下、Cr:15〜22%、Nb : 0.
01〜2.0%、Ti: o、o t−o、i o%、
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%、Zr、Hfの1種または2種の総和:0.
01〜1.0%、 B:0.001〜0.01%、A!
: o、i−s、o%、Cu : 0.1−5.0%、
残部実質的にFeからなる組成を有し、匍造後に2相部
合域以下の温度で規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、耐熱惰鉄と同等の舞
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情調と同
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情調と同
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MS1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。
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。
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(II造性)を改善させること
から0.06%以上は必要である。
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
お上り重要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。
お上り重要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Cr2N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Cr2N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、耐酸化性の改善効果もある。
性を増し、耐酸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
。
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、7工ライ
ト基地組織中の81合有量が過多となって靭性の低下を
起こしたり、高温でのσ相形成を助長するため 2,0
%以下とした。
炭化物を粗大化させて加工性を悪化し、また、7工ライ
ト基地組織中の81合有量が過多となって靭性の低下を
起こしたり、高温でのσ相形成を助長するため 2,0
%以下とした。
Mn(マンガン): 0.3〜】、O%Mnはパーライ
トA11IILの形成元素であることから、本発明材の
ように基地組織をフェライト組織とした耐熱鋳鋼にはあ
まり好もしくない元素であるが、Slと同様に溶湯の脱
酸剤として有効であり、鋳造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A11IILの形成元素であることから、本発明材の
ように基地組織をフェライト組織とした耐熱鋳鋼にはあ
まり好もしくない元素であるが、Slと同様に溶湯の脱
酸剤として有効であり、鋳造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、不純物として酎食性
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、不純物として酎食性
および耐熱疲労性を低下させるため0.04%以下とす
る。
S (イオウ):0,04%以下
SはMnS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。
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a−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a−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C「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相形成
を助長し著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相形成
を助長し著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耐食性と
被削性を向上させる目的で0.01%以上とする。
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鋳造時に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Cr炭
化物の析出を抑制することから高温靭性、耐酸化性、酎
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鋳造時に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Cr炭
化物の析出を抑制することから高温靭性、耐酸化性、酎
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
鋳造性を看しく害するため、C含有量との関係から0.
1%以下とする。
鋳造性を看しく害するため、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7エ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。
はC,Nと同様に7エ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。
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:0.01〜0.2% 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
。
たは2種の総和:0.01〜0.2% 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
。
Zr(ジルコニウム)、Hf(ハフニウム)の1種また
は2種の総和:0.01〜1.0%Zr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、また結晶粒
を微細化させるが、コストを勘案して0.01〜1.0
%とする。
は2種の総和:0.01〜1.0%Zr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、また結晶粒
を微細化させるが、コストを勘案して0.01〜1.0
%とする。
B (ボロン):o、ooi〜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、高温靭性を増す目的で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、高温靭性を増す目的で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。
A1(アルミニウム):0.1〜5.0%AIはα−A
f20.を形成し耐酸化性を向上させる目的で0.1%
以上とする。
f20.を形成し耐酸化性を向上させる目的で0.1%
以上とする。
ただし、多量の含有は非金属介在物を多く生成し靭性を
低下させるので 5.0%以下とする。
低下させるので 5.0%以下とする。
Cu (@): 0.1−5.0%
Cu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0.1〜5.0%と
する。
での組織安定性、コストを勘案して0.1〜5.0%と
する。
以下、この発明を実施例により説明する。
第1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13種類の比較材■〜■の
供試材を初造により製造した。
3種類の本発明材■〜■およ13種類の比較材■〜■の
供試材を初造により製造した。
なお、各供試材の鋳造に当たっては、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℃以上で注湯し、JIS規格A号の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、
空冷する規準処理を行なった。
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℃以上で注湯し、JIS規格A号の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、
空冷する規準処理を行なった。
なお第1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、比較材のはニレジスト球状
黒鉛鋳鉄であり、比較材■はオーステナイト系耐熱鋳鋼
(JIS規格5CH21相当)であり、比較材■は高S
i球状黒鉛鋳鉄と称されるものの1種である。
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、比較材のはニレジスト球状
黒鉛鋳鉄であり、比較材■はオーステナイト系耐熱鋳鋼
(JIS規格5CH21相当)であり、比較材■は高S
i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。
上述により鋳造した第1表に示すような0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
を行なった。
各供試材を用いて、以下に述べるような各種の評価試験
を行なった。
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20am、操、弘間
の直径が10II111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“C1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より熱疲労
破壊させた。
の直径が10II111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“C1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より熱疲労
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
80111Q+の丸棒試験片を製作し、900℃におい
て200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
80111Q+の丸棒試験片を製作し、900℃におい
て200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
化試験後にショツトブラスト処理を施して酸化スケール
を除去し、酸化試験前後の単位表面積当たりの重量変化
(lit化減量二mg/c−2)により評価した。
化試験後にショツトブラスト処理を施して酸化スケール
を除去し、酸化試験前後の単位表面積当たりの重量変化
(lit化減量二mg/c−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1.81ターボチヤーツヤガソ
リンエンジン用の排気マニホールドを鋳造により製造し
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、鋳造歩留まりも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り製造し
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、鋳造歩留まりも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相
混合域以下の温度で規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(J I S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鋳鋼である。
混合域以下の温度で規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(J I S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鋳鋼である。
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表においで、比較材■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
rpm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。
rpm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ド
(本発明品■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■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マニホ
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。
以上の説明してきたように、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 : O。
成を重量比率でC:0.06〜0゜20%、N:0.0
1〜0.10%、Si : O。
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%、T
i: 0.0 1〜0.10%、 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
%、Zr 、Hfの1種または2種の総和:0.01〜
1.0%、 B:0,001〜0.01%、 A1:0
.1−5.0%、Cu : 0.1〜5.0%、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
下の温度で規準処理を施したので、エンジン排気系部品
においで待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
性は従来の耐熱匍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、エンジン排気系部品用材料に
適眉して優れた効果を奏するものである。
、 P :0.04%以下、S:0,04%以下、
Cr:15〜22% 、Nb:0,01〜2.0%、T
i: 0.0 1〜0.10%、 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
%、Zr 、Hfの1種または2種の総和:0.01〜
1.0%、 B:0,001〜0.01%、 A1:0
.1−5.0%、Cu : 0.1〜5.0%、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
下の温度で規準処理を施したので、エンジン排気系部品
においで待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
性は従来の耐熱匍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、エンジン排気系部品用材料に
適眉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%、Zr、Hfの1種または2
種の総和:0.01〜1.0%、B:0.001〜0.
01%、Al:0.1〜5.0%、Cu:0.1〜5.
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規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 |
---|---|---|---|
JP31619487A JPH01159355A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31619487A JPH01159355A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 耐熱鋳鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01159355A true JPH01159355A (ja) | 1989-06-22 |
Family
ID=18074345
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP31619487A Pending JPH01159355A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01159355A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1994025636A1 (en) * | 1993-04-27 | 1994-11-10 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ferritic stainless steel excellent in high-temperature oxidation resistance and scale adhesion |
US5470402A (en) * | 1993-07-20 | 1995-11-28 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Ferritic heat-resistant cast steel and process for producing the same |
JP4521470B1 (ja) * | 2009-04-27 | 2010-08-11 | アイシン高丘株式会社 | フェライト系耐熱鋳鋼および排気系部品 |
EA017766B1 (ru) * | 2008-03-11 | 2013-03-29 | Государственное Научное Учреждение "Физико-Технический Институт Национальной Академии Наук Беларуси" | Жаростойкая литейная сталь |
-
1987
- 1987-12-16 JP JP31619487A patent/JPH01159355A/ja active Pending
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1994025636A1 (en) * | 1993-04-27 | 1994-11-10 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ferritic stainless steel excellent in high-temperature oxidation resistance and scale adhesion |
US5462611A (en) * | 1993-04-27 | 1995-10-31 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ferritic stainless steel excellent in high temperature oxidation resistance and scale adhesion |
US5470402A (en) * | 1993-07-20 | 1995-11-28 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Ferritic heat-resistant cast steel and process for producing the same |
EA017766B1 (ru) * | 2008-03-11 | 2013-03-29 | Государственное Научное Учреждение "Физико-Технический Институт Национальной Академии Наук Беларуси" | Жаростойкая литейная сталь |
JP4521470B1 (ja) * | 2009-04-27 | 2010-08-11 | アイシン高丘株式会社 | フェライト系耐熱鋳鋼および排気系部品 |
WO2010125841A1 (ja) * | 2009-04-27 | 2010-11-04 | アイシン高丘株式会社 | フェライト系耐熱鋳鋼および排気系部品 |
JP2010255055A (ja) * | 2009-04-27 | 2010-11-11 | Aisin Takaoka Ltd | フェライト系耐熱鋳鋼および排気系部品 |
US8721808B2 (en) | 2009-04-27 | 2014-05-13 | Aisin Takaoka Co., Ltd. | Ferrite system heat-resistant cast steel and exhaust system component |
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