JPH05140700A - フエライト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法 - Google Patents
フエライト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法Info
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- JPH05140700A JPH05140700A JP3328136A JP32813691A JPH05140700A JP H05140700 A JPH05140700 A JP H05140700A JP 3328136 A JP3328136 A JP 3328136A JP 32813691 A JP32813691 A JP 32813691A JP H05140700 A JPH05140700 A JP H05140700A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
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Abstract
(57)【要約】
【目的】Ｃ（炭素）と結合してＮｂ炭化物を生成し、粗
大なＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐熱性を向上させるＮ
ｂ（ニオブ）と、結晶粒を微細化して、熱疲労に有害な
粗大なＣｒ炭化物の析出を抑制するＢ（硼素）とを適量
添加することにより、疲労強度および耐熱性に優れたフ
ェライト系耐熱鋳鋼部材を得る。 【構成】重量比率でＣ ０．０５〜０．２５％、Ｓｉ
０．３〜２．０％、Ｍｎ０．２〜１．０％、Ｐ ０．０
５％以下、Ｓ ０．０５％以下、Ｃｒ １６〜２０％、
Ｎｂ ０．５〜１．５％、Ｂ ０．０２〜０．１５％、
残部Ｆｅから成り、微細なＮｂ炭化物が分散したことを
特徴とする。
大なＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐熱性を向上させるＮ
ｂ（ニオブ）と、結晶粒を微細化して、熱疲労に有害な
粗大なＣｒ炭化物の析出を抑制するＢ（硼素）とを適量
添加することにより、疲労強度および耐熱性に優れたフ
ェライト系耐熱鋳鋼部材を得る。 【構成】重量比率でＣ ０．０５〜０．２５％、Ｓｉ
０．３〜２．０％、Ｍｎ０．２〜１．０％、Ｐ ０．０
５％以下、Ｓ ０．０５％以下、Ｃｒ １６〜２０％、
Ｎｂ ０．５〜１．５％、Ｂ ０．０２〜０．１５％、
残部Ｆｅから成り、微細なＮｂ炭化物が分散したことを
特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、例えば、排気マニホ
ルドや排気管フランジ等の自動車用排気系部品に用いら
れるような耐熱疲労性および耐酸化性に優れたフェライ
ト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法に関する。
ルドや排気管フランジ等の自動車用排気系部品に用いら
れるような耐熱疲労性および耐酸化性に優れたフェライ
ト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、上述例の自動車用排気系部品とし
ては一般的に高Ｓｉダクタイル鋳鉄やニレジスト鋳鉄な
どの耐熱鋳鉄が用いられている。
ては一般的に高Ｓｉダクタイル鋳鉄やニレジスト鋳鉄な
どの耐熱鋳鉄が用いられている。
【０００３】これらの耐熱鋳鉄は優れた鋳造性を有する
反面、耐熱性が低いので、自動車用エンジンの高出力化
に伴って、排気ガス温度が高温化した場合には、充分な
耐熱性が得られない問題点があった。
反面、耐熱性が低いので、自動車用エンジンの高出力化
に伴って、排気ガス温度が高温化した場合には、充分な
耐熱性が得られない問題点があった。
【０００４】一方、従来よりＣｒ（クロム）を１６〜２
０ｗｔ％含むフェライト系ステンレス鋳鋼が耐熱性に優
れていることが知られている。しかし、この従来のフェ
ライト系ステンレス鋳鋼では、粗大なクロム炭化物が析
出するため、耐疲労強度が悪化する問題点があった。
０ｗｔ％含むフェライト系ステンレス鋳鋼が耐熱性に優
れていることが知られている。しかし、この従来のフェ
ライト系ステンレス鋳鋼では、粗大なクロム炭化物が析
出するため、耐疲労強度が悪化する問題点があった。
【０００５】上述のフェライト系ステンレス鋳鋼の一例
として、例えば、特開平１−１５９３５４号公報に記載
のような耐熱鋳鋼がある。すなわち、Ｃ ０．０６〜
０．２０ｗｔ％、Ｎ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ
０．４〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ０．３〜１．０ｗｔ％、
Ｐ ０．０４ｗｔ％以下、Ｓ ０．０４ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ １５〜２２ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜２．０ｗｔ
％、Ｔｉ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｍｏ ０．２〜
１．０ｗｔ％、Ｎｉ ０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｙ，Ｃ
ｅの１種または２種の総合０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｗ
０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｂ ０．００１〜０．０１
ｗｔ％、Ｖ ０．０１〜１．０ｗｔ％、残部Ｆｅからな
る耐熱鋳鋼である。なおｗｔ％は重量比率を示す。この
耐熱鋳鋼においてはＢ（硼素）を含有するものの、組成
中におけるＢの重量比率が過少であるため、結晶粒を微
細化する効果が得られず、熱疲労に有害な粗大なクロム
炭化物の析出を抑制することが不可能であった。
として、例えば、特開平１−１５９３５４号公報に記載
のような耐熱鋳鋼がある。すなわち、Ｃ ０．０６〜
０．２０ｗｔ％、Ｎ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ
０．４〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ０．３〜１．０ｗｔ％、
Ｐ ０．０４ｗｔ％以下、Ｓ ０．０４ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ １５〜２２ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜２．０ｗｔ
％、Ｔｉ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｍｏ ０．２〜
１．０ｗｔ％、Ｎｉ ０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｙ，Ｃ
ｅの１種または２種の総合０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｗ
０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｂ ０．００１〜０．０１
ｗｔ％、Ｖ ０．０１〜１．０ｗｔ％、残部Ｆｅからな
る耐熱鋳鋼である。なおｗｔ％は重量比率を示す。この
耐熱鋳鋼においてはＢ（硼素）を含有するものの、組成
中におけるＢの重量比率が過少であるため、結晶粒を微
細化する効果が得られず、熱疲労に有害な粗大なクロム
炭化物の析出を抑制することが不可能であった。
【０００６】ところで、上述のフェライト系耐熱鋳鋼部
材を鋳造する場合、従来の砂型鋳造法を用いると、部材
の形状に対応して中子が必要であり、寸法精度が悪く、
引け性が強い関係上、材料歩留りが悪く、合わせ面にバ
リが形成された場合には材料のねばりに起因して、ハツ
リ作業性が悪いので、生産性が大幅に劣化する。このた
め従来の砂型鋳造法に代えて、発泡ＰＳ（ポリスチレ
ン）製の消失性模型を用いて鋳造することが考えられる
が、この場合には、発泡ＰＳ製の消失性模型が溶湯と置
換される時、Ｃ（炭素）が溶湯中に入り込んで、激しい
浸炭現象が発生し、この結果、炭化物が表面付近に多量
に析出するため、耐熱疲労性および被削性が著しく悪化
する問題点があった。
材を鋳造する場合、従来の砂型鋳造法を用いると、部材
の形状に対応して中子が必要であり、寸法精度が悪く、
引け性が強い関係上、材料歩留りが悪く、合わせ面にバ
リが形成された場合には材料のねばりに起因して、ハツ
リ作業性が悪いので、生産性が大幅に劣化する。このた
め従来の砂型鋳造法に代えて、発泡ＰＳ（ポリスチレ
ン）製の消失性模型を用いて鋳造することが考えられる
が、この場合には、発泡ＰＳ製の消失性模型が溶湯と置
換される時、Ｃ（炭素）が溶湯中に入り込んで、激しい
浸炭現象が発生し、この結果、炭化物が表面付近に多量
に析出するため、耐熱疲労性および被削性が著しく悪化
する問題点があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明の請求項１記
載の発明（第１発明）は、Ｃ（炭素）と結合してＮｂ炭
化物を生成し、粗大なＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐熱
性を向上させるＮｂ（ニオブ）と、結晶粒を微細化し
て、熱疲労に有害な粗大なＣｒ炭化物の析出を抑制する
Ｂ（硼素）とを適量添加することにより、疲労強度およ
び耐熱性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼部材の提供を目
的とする。
載の発明（第１発明）は、Ｃ（炭素）と結合してＮｂ炭
化物を生成し、粗大なＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐熱
性を向上させるＮｂ（ニオブ）と、結晶粒を微細化し
て、熱疲労に有害な粗大なＣｒ炭化物の析出を抑制する
Ｂ（硼素）とを適量添加することにより、疲労強度およ
び耐熱性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼部材の提供を目
的とする。
【０００８】この発明の請求項２記載の発明（第２発
明）は、消失性模型として分解熱量が高く、溶湯の冷却
速度が速い発泡ＰＭＭＡ（Polymethymethacrylate 、ポ
リメチルメタクリレート）製の消失性模型を用いること
により、溶湯の適度の冷却が達成され、炭化物の微細化
が促進されると共に、浸炭性がなく、耐熱疲労性および
被削性に優れるフェライト系耐熱鋳鋼部材の製造法の提
供を目的とする。
明）は、消失性模型として分解熱量が高く、溶湯の冷却
速度が速い発泡ＰＭＭＡ（Polymethymethacrylate 、ポ
リメチルメタクリレート）製の消失性模型を用いること
により、溶湯の適度の冷却が達成され、炭化物の微細化
が促進されると共に、浸炭性がなく、耐熱疲労性および
被削性に優れるフェライト系耐熱鋳鋼部材の製造法の提
供を目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】この発明の請求項１記載
の発明（第１発明）は、Ｃ ０．０５〜０．２５ｗｔ
％、Ｓｉ ０．３〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．２〜１．
０ｗｔ％、Ｐ ０．０５ｗｔ％以下、Ｓ ０．０５ｗｔ
％以下、Ｃｒ １６〜２０ｗｔ％、Ｎｂ ０．５〜１．
５ｗｔ％、Ｂ ０．０２〜０．１５ｗｔ％、（ここにｗ
ｔ％は重量比率を示す）残部Ｆｅから成り、微細なＮｂ
炭化物が分散したフェライト系耐熱鋳鋼部材であること
を特徴とする。
の発明（第１発明）は、Ｃ ０．０５〜０．２５ｗｔ
％、Ｓｉ ０．３〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．２〜１．
０ｗｔ％、Ｐ ０．０５ｗｔ％以下、Ｓ ０．０５ｗｔ
％以下、Ｃｒ １６〜２０ｗｔ％、Ｎｂ ０．５〜１．
５ｗｔ％、Ｂ ０．０２〜０．１５ｗｔ％、（ここにｗ
ｔ％は重量比率を示す）残部Ｆｅから成り、微細なＮｂ
炭化物が分散したフェライト系耐熱鋳鋼部材であること
を特徴とする。
【００１０】この発明の請求項２記載の発明（第２発
明）は、Ｃ ０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ ０．３
〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．２〜１．０ｗｔ％、Ｐ０．
０５ｗｔ％以下、Ｓ ０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ １６
〜２０ｗｔ％、Ｎｂ０．５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０
２〜０．１５ｗｔ％、残部Ｆｅから成るフェライト系耐
熱鋳鋼部材を鋳造する際、発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型
を用いて鋳造するフェライト系耐熱鋳鋼部材の製造法で
あることを特徴とする。
明）は、Ｃ ０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ ０．３
〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．２〜１．０ｗｔ％、Ｐ０．
０５ｗｔ％以下、Ｓ ０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ １６
〜２０ｗｔ％、Ｎｂ０．５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０
２〜０．１５ｗｔ％、残部Ｆｅから成るフェライト系耐
熱鋳鋼部材を鋳造する際、発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型
を用いて鋳造するフェライト系耐熱鋳鋼部材の製造法で
あることを特徴とする。
【００１１】上述の各成分範囲の限定理由は次の通りで
ある。すなわち、Ｃ（炭素）は、０．０５ｗｔ％以下で
は鋳造性を著しく悪化させ、かつ適切なＮｂ炭化物の生
成が困難となるので、これを下限とし、また０．２５ｗ
ｔ％以上では過剰な粗大炭化物が生成し、靭性の低下と
被削性の低下をもたらすため、これを上限とする。
ある。すなわち、Ｃ（炭素）は、０．０５ｗｔ％以下で
は鋳造性を著しく悪化させ、かつ適切なＮｂ炭化物の生
成が困難となるので、これを下限とし、また０．２５ｗ
ｔ％以上では過剰な粗大炭化物が生成し、靭性の低下と
被削性の低下をもたらすため、これを上限とする。
【００１２】Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤としての作用を
もち、ガス欠陥を抑制し、また湯流れ性を改善するため
に０．３ｗｔ％以上必要であるから、これを下限とし、
また２．０ｗｔ％を超えると、靭性、加工性の低下を招
くので、これを上限とする。
もち、ガス欠陥を抑制し、また湯流れ性を改善するため
に０．３ｗｔ％以上必要であるから、これを下限とし、
また２．０ｗｔ％を超えると、靭性、加工性の低下を招
くので、これを上限とする。
【００１３】Ｍｎ（マンガン）は、脱酸剤として有効で
あり、０．２ｗｔ％以下では鋳造性を悪化させるため、
これを下限とし、また１．０ｗｔ％以上では靭性、加工
性が悪化するので、これを上限とする。
あり、０．２ｗｔ％以下では鋳造性を悪化させるため、
これを下限とし、また１．０ｗｔ％以上では靭性、加工
性が悪化するので、これを上限とする。
【００１４】Ｐ（リン）は、０．０５ｗｔ％以上になる
と、パーライトやステダイトの生成により、加工性や耐
熱性を低下させるため、これを上限とする。
と、パーライトやステダイトの生成により、加工性や耐
熱性を低下させるため、これを上限とする。
【００１５】Ｓ（イオウ）は、被削性を向上させる元素
であるが、０．０５ｗｔ％以上になると、耐熱性を低下
させるため、これを上限とする。
であるが、０．０５ｗｔ％以上になると、耐熱性を低下
させるため、これを上限とする。
【００１６】Ｃｒ（クロム）は、フェライト単一相を得
て、高温まで安定した材料特性の確保と、耐熱疲労性を
確保するために重要な元素であり、両特性を得るために
は１６ｗｔ％以上が必要であるから、これを下限とし、
また２０ｗｔ％を超えると大物部品あるいは冷却速度が
遅くなるような場合に、耐熱疲労性の著しい低下を招
き、粗大なＣｒ炭化物を生成するので、２０ｗｔ％を上
限とする。
て、高温まで安定した材料特性の確保と、耐熱疲労性を
確保するために重要な元素であり、両特性を得るために
は１６ｗｔ％以上が必要であるから、これを下限とし、
また２０ｗｔ％を超えると大物部品あるいは冷却速度が
遅くなるような場合に、耐熱疲労性の著しい低下を招
き、粗大なＣｒ炭化物を生成するので、２０ｗｔ％を上
限とする。
【００１７】Ｎｂ（ニオブ）は、Ｃ（炭素）と結合して
Ｎｂ炭化物を生成し、粗大なＣｒ炭化物の生成を抑制
し、耐熱性を著しく向上させる重要な元素であり、０．
５ｗｔ％以下ではこのような効果が有効に作用しないの
で、０．５ｗｔ％を下限とし、また１．５ｗｔ％以上で
は靭性が低下するので、１．５ｗｔ％を上限とする。
Ｎｂ炭化物を生成し、粗大なＣｒ炭化物の生成を抑制
し、耐熱性を著しく向上させる重要な元素であり、０．
５ｗｔ％以下ではこのような効果が有効に作用しないの
で、０．５ｗｔ％を下限とし、また１．５ｗｔ％以上で
は靭性が低下するので、１．５ｗｔ％を上限とする。
【００１８】Ｂ（硼素）は、結晶粒を微細化する効果が
あり、この結果、熱疲労に有害な粗大なＣｒ炭化物の析
出を抑制し、０．０２ｗｔ％未満ではこのような効果が
得られないので、０．０２ｗｔ％を下限とし、０．１５
ｗｔ％以上では靭性が低下するため、０．１５ｗｔ％を
上限する。
あり、この結果、熱疲労に有害な粗大なＣｒ炭化物の析
出を抑制し、０．０２ｗｔ％未満ではこのような効果が
得られないので、０．０２ｗｔ％を下限とし、０．１５
ｗｔ％以上では靭性が低下するため、０．１５ｗｔ％を
上限する。
【００１９】
【発明の効果】この発明の請求項１記載の発明（第１発
明）によれば、上記組成の如く０．５〜１．５ｗｔ％の
Ｎｂ（ニオブ）を添加したので、このＮｂがＣ（炭素）
と結合してＮｂ炭化物を生成し、粗大なＣｒ炭化物の生
成を抑制し、耐熱性を向上させ、また０．０２〜０．１
５ｗｔ％のＢ（硼素）を添加したので、このＢが結晶粒
を微細化して、熱疲労に有害な粗大なＣｒ炭化物の析出
を抑制するので、疲労強度および耐熱性に優れたフェラ
イト系耐熱鋳鋼部材を得ることができる効果がある。
明）によれば、上記組成の如く０．５〜１．５ｗｔ％の
Ｎｂ（ニオブ）を添加したので、このＮｂがＣ（炭素）
と結合してＮｂ炭化物を生成し、粗大なＣｒ炭化物の生
成を抑制し、耐熱性を向上させ、また０．０２〜０．１
５ｗｔ％のＢ（硼素）を添加したので、このＢが結晶粒
を微細化して、熱疲労に有害な粗大なＣｒ炭化物の析出
を抑制するので、疲労強度および耐熱性に優れたフェラ
イト系耐熱鋳鋼部材を得ることができる効果がある。
【００２０】この発明の請求項２記載の発明（第２発
明）によれば、上記請求項１記載の組成のフェライト耐
熱鋳鋼部材を鋳造いる際、発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型
を用いる。この発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型は分解熱量
が高く、溶湯の冷却速度が速いので、溶湯の適度の冷却
が達成され、炭化物の微細化が促進されると共に、浸炭
性がないので、耐熱疲労性および被削性に優れるフェラ
イト系耐熱鋳鋼部材を製造することができる効果があ
る。
明）によれば、上記請求項１記載の組成のフェライト耐
熱鋳鋼部材を鋳造いる際、発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型
を用いる。この発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型は分解熱量
が高く、溶湯の冷却速度が速いので、溶湯の適度の冷却
が達成され、炭化物の微細化が促進されると共に、浸炭
性がないので、耐熱疲労性および被削性に優れるフェラ
イト系耐熱鋳鋼部材を製造することができる効果があ
る。
【００２１】
【実施例】この発明の実施例を、以下に詳述する。 実施例１． Ｃ ０．１８ｗｔ％、Ｓｉ １．３５ｗｔ％、Ｍｎ
０．７６ｗｔ％、Ｐ ０．０２７ｗｔ％、Ｓ ０．００
９ｗｔ％、Ｃｒ １８．６ｗｔ％、Ｎｂ １．２１ｗｔ
％、Ｂ ０．０４３％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を
用いてテストピース素材を鋳造し、熱疲労評価を行なっ
た。テストピースの溶解は５００kg高周波溶解炉を用
い、１６２０℃で砂型に鋳造して素材を製作した。この
テストピースを熱疲労試験用テストピースに加工した
後、試験に供した。上述の熱疲労試験は試験片平行部１
０mmφの丸棒試片を用い、高周波加熱、油圧サーボ式試
験機にて行なった。温度範囲は下限１００℃、上限８５
０℃とし、拘束率０．８の条件下にて歪制御熱疲労試験
を行なった。この結果、熱疲労寿命（サイクル数）は２
３２サイクルであった。なお金属組織は、フェライト＋
Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の平均面積
は６４６μｍ2 であった。
０．７６ｗｔ％、Ｐ ０．０２７ｗｔ％、Ｓ ０．００
９ｗｔ％、Ｃｒ １８．６ｗｔ％、Ｎｂ １．２１ｗｔ
％、Ｂ ０．０４３％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を
用いてテストピース素材を鋳造し、熱疲労評価を行なっ
た。テストピースの溶解は５００kg高周波溶解炉を用
い、１６２０℃で砂型に鋳造して素材を製作した。この
テストピースを熱疲労試験用テストピースに加工した
後、試験に供した。上述の熱疲労試験は試験片平行部１
０mmφの丸棒試片を用い、高周波加熱、油圧サーボ式試
験機にて行なった。温度範囲は下限１００℃、上限８５
０℃とし、拘束率０．８の条件下にて歪制御熱疲労試験
を行なった。この結果、熱疲労寿命（サイクル数）は２
３２サイクルであった。なお金属組織は、フェライト＋
Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の平均面積
は６４６μｍ2 であった。
【００２２】実施例２． Ｃ ０．１３ｗｔ％、Ｓｉ ０．９０ｗｔ％、Ｍｎ
０．８１ｗｔ％、Ｐ ０．０２５ｗｔ％、Ｓ ０．００
７ｗｔ％、Ｃｒ １８．４ｗｔ％、Ｎｂ １．１４ｗｔ
％、Ｂ ０．０３６％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を
用いてテストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下に
て熱疲労評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル
数）は２８０サイクルであった。なお金属組織は、フェ
ライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の
平均面積は４５３μｍ2 であった。
０．８１ｗｔ％、Ｐ ０．０２５ｗｔ％、Ｓ ０．００
７ｗｔ％、Ｃｒ １８．４ｗｔ％、Ｎｂ １．１４ｗｔ
％、Ｂ ０．０３６％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を
用いてテストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下に
て熱疲労評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル
数）は２８０サイクルであった。なお金属組織は、フェ
ライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の
平均面積は４５３μｍ2 であった。
【００２３】実施例３． Ｃ ０．０８ｗｔ％、Ｓｉ ０．６１ｗｔ％、Ｍｎ
０．８３ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
７ｗｔ％、Ｃｒ １８．７ｗｔ％、Ｎｂ １．１７ｗｔ
％、Ｂ ０．０３９％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を
用いてテストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下に
て熱疲労評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル
数）は２９６サイクルであった。なお金属組織は、フェ
ライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の
平均面積は４３８μｍ2 であった。 実施例４． Ｃ ０．１５ｗｔ％、Ｓｉ １．１３ｗｔ％、Ｍｎ
０．８０ｗｔ％、Ｐ ０．０２７ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ １８．５ｗｔ％、Ｎｂ １．１５ｗｔ
％、Ｂ ０．０４２％、Ｍｏ ０．５１ｗｔ％、Ｎｉ
０．５０ｗｔ％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を用いて
テストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲
労評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル数）は２
７５サイクルであった。なお金属組織は、フェライト＋
Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の平均面積
は５６２μｍ2 であった。この実施例４では限定成分の
他に高温変形強度の向上を図る目的で、Ｍｏ（モリブデ
ン）およびＮｉ（ニッケル）を少量添加した。
０．８３ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
７ｗｔ％、Ｃｒ １８．７ｗｔ％、Ｎｂ １．１７ｗｔ
％、Ｂ ０．０３９％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を
用いてテストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下に
て熱疲労評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル
数）は２９６サイクルであった。なお金属組織は、フェ
ライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の
平均面積は４３８μｍ2 であった。 実施例４． Ｃ ０．１５ｗｔ％、Ｓｉ １．１３ｗｔ％、Ｍｎ
０．８０ｗｔ％、Ｐ ０．０２７ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ １８．５ｗｔ％、Ｎｂ １．１５ｗｔ
％、Ｂ ０．０４２％、Ｍｏ ０．５１ｗｔ％、Ｎｉ
０．５０ｗｔ％、残部Ｆｅからなる組成の鋳鋼を用いて
テストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲
労評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル数）は２
７５サイクルであった。なお金属組織は、フェライト＋
Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の平均面積
は５６２μｍ2 であった。この実施例４では限定成分の
他に高温変形強度の向上を図る目的で、Ｍｏ（モリブデ
ン）およびＮｉ（ニッケル）を少量添加した。
【００２４】比較例１． Ｃ ０．１７ｗｔ％、Ｓｉ １．２５ｗｔ％、Ｍｎ
０．８０ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
９ｗｔ％、Ｃｒ １８．６ｗｔ％、残部ＦｅからなるＮ
ｂおよびＢ無添加の鋳鋼を用いて比較品テストピース素
材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲労評価を行なっ
た結果、熱疲労寿命（サイクル数）は１３４サイクルで
あった。なお金属組織は、フェライト＋粗大なＣｒ炭化
物であった。
０．８０ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
９ｗｔ％、Ｃｒ １８．６ｗｔ％、残部ＦｅからなるＮ
ｂおよびＢ無添加の鋳鋼を用いて比較品テストピース素
材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲労評価を行なっ
た結果、熱疲労寿命（サイクル数）は１３４サイクルで
あった。なお金属組織は、フェライト＋粗大なＣｒ炭化
物であった。
【００２５】比較例２． Ｃ ０．３０ｗｔ％、Ｓｉ １．２０ｗｔ％、Ｍｎ
０．７８ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ １８．５ｗｔ％、Ｎｂ １．１８ｗｔ
％、Ｂ ０．０４１ｗｔ％、残部Ｆｅからなる高炭素材
の鋳鋼を用いて比較品テストピース素材を鋳造し、上述
と同一条件下にて熱疲労評価を行なった結果、熱疲労寿
命（サイクル数）は１１８サイクルであった。なお金属
組織は、フェライト＋Ｎｂ炭化物＋粗大なＣｒ炭化物で
あり、Ｃｒ炭化物の平均面積は２５８０μｍ2 であっ
た。この平均面積の数値が大きい程、寿命が低いことを
示す。
０．７８ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ １８．５ｗｔ％、Ｎｂ １．１８ｗｔ
％、Ｂ ０．０４１ｗｔ％、残部Ｆｅからなる高炭素材
の鋳鋼を用いて比較品テストピース素材を鋳造し、上述
と同一条件下にて熱疲労評価を行なった結果、熱疲労寿
命（サイクル数）は１１８サイクルであった。なお金属
組織は、フェライト＋Ｎｂ炭化物＋粗大なＣｒ炭化物で
あり、Ｃｒ炭化物の平均面積は２５８０μｍ2 であっ
た。この平均面積の数値が大きい程、寿命が低いことを
示す。
【００２６】比較例３． Ｃ ０．１８ｗｔ％、Ｓｉ １．１８ｗｔ％、Ｍｎ
０．７９ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ １８．６ｗｔ％、Ｎｂ １．１５ｗｔ
％、残部ＦｅからなるＢ無添加の鋳鋼を用いて比較品テ
ストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲労
評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル数）は１６
２サイクルであった。なお金属組織は、フェライト＋Ｎ
ｂ炭化物＋粗大なＣｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の平均
面積は１８６３μｍ2 であった。
０．７９ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ １８．６ｗｔ％、Ｎｂ １．１５ｗｔ
％、残部ＦｅからなるＢ無添加の鋳鋼を用いて比較品テ
ストピース素材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲労
評価を行なった結果、熱疲労寿命（サイクル数）は１６
２サイクルであった。なお金属組織は、フェライト＋Ｎ
ｂ炭化物＋粗大なＣｒ炭化物であり、Ｃｒ炭化物の平均
面積は１８６３μｍ2 であった。
【００２７】比較例４． Ｃ ２．７５ｗｔ％、Ｓｉ ２．６３ｗｔ％、Ｍｎ
１．０５ｗｔ％、Ｐ ０．０２８ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ ３．０４ｗｔ％、Ｎｉ ２０．３ｗｔ
％、Ｍｇ ０．０４１ｗｔ％、残部Ｆｅからなる組成の
ダクタイルニレジスト鋳鉄を用いて比較品テストピース
素材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲労評価を行な
った結果、熱疲労寿命（サイクル数）は８５サイクルで
あった。なお金属組織は、オーステナイト＋球状黒鉄＋
炭化物であった。
１．０５ｗｔ％、Ｐ ０．０２８ｗｔ％、Ｓ ０．００
８ｗｔ％、Ｃｒ ３．０４ｗｔ％、Ｎｉ ２０．３ｗｔ
％、Ｍｇ ０．０４１ｗｔ％、残部Ｆｅからなる組成の
ダクタイルニレジスト鋳鉄を用いて比較品テストピース
素材を鋳造し、上述と同一条件下にて熱疲労評価を行な
った結果、熱疲労寿命（サイクル数）は８５サイクルで
あった。なお金属組織は、オーステナイト＋球状黒鉄＋
炭化物であった。
【００２８】比較例５． Ｃ ０．１８ｗｔ％、Ｓｉ １．１６ｗｔ％、Ｍｎ
０．７９ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
７ｗｔ％、Ｃｒ １８．５ｗｔ％、Ｎｂ １．１２ｗｔ
％、Ｂ ０．０１２ｗｔ％、残部ＦｅからなるＢ添加量
過少の鋳鋼を用いて比較品テストピース素材を鋳造し、
上述と同一条件下にて熱疲労評価を行なった結果、熱疲
労寿命（サイクル数）は測定不能であった。なお金属組
織は、フェライト＋Ｎｂ炭化物＋粗大なＣｒ炭化物であ
り、Ｃｒ炭化物の平均面積は１０３２μｍ2 であった。
０．７９ｗｔ％、Ｐ ０．０２６ｗｔ％、Ｓ ０．００
７ｗｔ％、Ｃｒ １８．５ｗｔ％、Ｎｂ １．１２ｗｔ
％、Ｂ ０．０１２ｗｔ％、残部ＦｅからなるＢ添加量
過少の鋳鋼を用いて比較品テストピース素材を鋳造し、
上述と同一条件下にて熱疲労評価を行なった結果、熱疲
労寿命（サイクル数）は測定不能であった。なお金属組
織は、フェライト＋Ｎｂ炭化物＋粗大なＣｒ炭化物であ
り、Ｃｒ炭化物の平均面積は１０３２μｍ2 であった。
【００２９】上述の実施例１〜４および比較例１〜５を
まとめると次の表１、表２の通りである。
まとめると次の表１、表２の通りである。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】上述の表２から明らかなように、０．５〜
１．５ｗｔ％の範囲内のＮｂ（ニオブ）および０．０２
〜０．１５ｗｔ％の範囲内のＢ（硼素）を添加した実施
例１〜４のものは優れた熱疲労寿命を示し、これに対し
て、比較例１〜５のものは何れも熱疲労寿命が低く、特
に粗大なクロム炭化物はクラック発生の起点となる。な
お、耐熱疲労性を高めるには、Ｃｒ炭化物の平均面積は
１０００μｍ2 以下が好ましい。
１．５ｗｔ％の範囲内のＮｂ（ニオブ）および０．０２
〜０．１５ｗｔ％の範囲内のＢ（硼素）を添加した実施
例１〜４のものは優れた熱疲労寿命を示し、これに対し
て、比較例１〜５のものは何れも熱疲労寿命が低く、特
に粗大なクロム炭化物はクラック発生の起点となる。な
お、耐熱疲労性を高めるには、Ｃｒ炭化物の平均面積は
１０００μｍ2 以下が好ましい。
【００３３】次に砂型鋳造法と消失模型鋳造法とによる
鋳鋼材料の引け性を比較評価するために、図１に示すよ
うな同一寸法の砂型、消失模型による引け量測定用テス
トピースを用いて、上述の表１で示した実施例２の成分
の材料すなわちＣ０．１３ｗｔ％、Ｓｉ ０．９０ｗｔ
％、Ｍｎ ０．８１ｗｔ％、Ｐ ０．０２５ｗｔ％、Ｓ
０．００７ｗｔ％、Ｃｒ １８．４ｗｔ％、Ｎｂ
１．１４ｗｔ％、Ｂ０．０３６ｗｔ％、残部Ｆｅの材料
で、鋳込温度１６２０℃にてそれぞれフェライト系耐熱
鋳造鋼部材を鋳造し、直径７５mmφの球部Ａの引け部に
砂を入れて引け量を測定した結果、砂型鋳造法によるも
のは引き量が１１ccであるのに対して、発泡ＰＭＭＡ製
の消失性模型を用いた消失性模型鋳造法によるものは引
け量が僅かの１ccであった。
鋳鋼材料の引け性を比較評価するために、図１に示すよ
うな同一寸法の砂型、消失模型による引け量測定用テス
トピースを用いて、上述の表１で示した実施例２の成分
の材料すなわちＣ０．１３ｗｔ％、Ｓｉ ０．９０ｗｔ
％、Ｍｎ ０．８１ｗｔ％、Ｐ ０．０２５ｗｔ％、Ｓ
０．００７ｗｔ％、Ｃｒ １８．４ｗｔ％、Ｎｂ
１．１４ｗｔ％、Ｂ０．０３６ｗｔ％、残部Ｆｅの材料
で、鋳込温度１６２０℃にてそれぞれフェライト系耐熱
鋳造鋼部材を鋳造し、直径７５mmφの球部Ａの引け部に
砂を入れて引け量を測定した結果、砂型鋳造法によるも
のは引き量が１１ccであるのに対して、発泡ＰＭＭＡ製
の消失性模型を用いた消失性模型鋳造法によるものは引
け量が僅かの１ccであった。
【００３４】このように砂型鋳造法によるものは鋳鋼の
引け性が大きく、実体部品に適用した際には、押湯を大
きく取る必要があり、かつ砂型鋳物においては型合せ面
にバリが生じ、ハツリ作業が必要となるが、本発明の製
造法により発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型を用いて鋳造し
た場合には、大幅な引け性の改善効果が得られ、実体部
品に適用した際には押湯を大幅に削減することができ
て、大幅な材料歩留りの改善効果が得られ、かつバリの
発生もなくなる。
引け性が大きく、実体部品に適用した際には、押湯を大
きく取る必要があり、かつ砂型鋳物においては型合せ面
にバリが生じ、ハツリ作業が必要となるが、本発明の製
造法により発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型を用いて鋳造し
た場合には、大幅な引け性の改善効果が得られ、実体部
品に適用した際には押湯を大幅に削減することができ
て、大幅な材料歩留りの改善効果が得られ、かつバリの
発生もなくなる。
【００３５】次に砂型鋳造と消失模型鋳造とによるＣｒ
炭化物の微細化およびＮｂ炭化物の結晶粒界の大きさを
比較評価するために、１０mmφの丸棒テストピースを表
１で示した実施例２の成分の材料によりそれぞれ鋳造
し、その比較評価を図２、図３に示す。なお、図２およ
び図３は何れも倍率１００倍の光学顕微鏡写真である。
炭化物の微細化およびＮｂ炭化物の結晶粒界の大きさを
比較評価するために、１０mmφの丸棒テストピースを表
１で示した実施例２の成分の材料によりそれぞれ鋳造
し、その比較評価を図２、図３に示す。なお、図２およ
び図３は何れも倍率１００倍の光学顕微鏡写真である。
【００３６】図２に示す本発明の製造法によるもの（発
泡ＰＭＭＡ製の消失性模型を用いて鋳造したもの）は、
金属組織がフェライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物で、Ｃ
ｒ炭化物（図２において黒い塊状に観察される部分）の
平均面積が３４２μｍ2 であった。またＮｂ炭化物の結
晶粒界（図２において細い線で囲繞されたように観察さ
れる部分）の大きさも比較的小さい。
泡ＰＭＭＡ製の消失性模型を用いて鋳造したもの）は、
金属組織がフェライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物で、Ｃ
ｒ炭化物（図２において黒い塊状に観察される部分）の
平均面積が３４２μｍ2 であった。またＮｂ炭化物の結
晶粒界（図２において細い線で囲繞されたように観察さ
れる部分）の大きさも比較的小さい。
【００３７】図３に示す砂型鋳造法によるものは、金属
組織がフェライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物で、Ｃｒ炭
化物（図３において黒い塊状に観察される部分）の平均
面積が４５３μｍ2 であった。またＮｂ炭化物の結晶粒
界（図３において細い線で囲繞されたように観察される
部分）の大きさも比較的大きい。
組織がフェライト＋Ｎｂ炭化物＋Ｃｒ炭化物で、Ｃｒ炭
化物（図３において黒い塊状に観察される部分）の平均
面積が４５３μｍ2 であった。またＮｂ炭化物の結晶粒
界（図３において細い線で囲繞されたように観察される
部分）の大きさも比較的大きい。
【００３８】上述の図２および図３の対比により、砂型
鋳造法に比較して本発明の発泡ＰＭＭＡ製消失模型を用
いた製造法では、Ｃｒ炭化物がより一層微細に析出して
いることが明らかであり、熱疲労寿命が大幅に改善され
る効果がある。
鋳造法に比較して本発明の発泡ＰＭＭＡ製消失模型を用
いた製造法では、Ｃｒ炭化物がより一層微細に析出して
いることが明らかであり、熱疲労寿命が大幅に改善され
る効果がある。
【００３９】次に発泡ＰＭＭＡ製の消失性模型と発泡Ｐ
Ｓ（Polystyrene 、ポリスチレン）製の消失性模型とに
よる浸炭の有無を比較評価するために、１０mmφの丸棒
テストピースを表１で示した実施例２の成分の材料によ
りそれぞれ鋳造し、その比較評価を図４、図５に示す。
なお、図４および図５は何れも倍率５０倍の光学顕微鏡
写真である。
Ｓ（Polystyrene 、ポリスチレン）製の消失性模型とに
よる浸炭の有無を比較評価するために、１０mmφの丸棒
テストピースを表１で示した実施例２の成分の材料によ
りそれぞれ鋳造し、その比較評価を図４、図５に示す。
なお、図４および図５は何れも倍率５０倍の光学顕微鏡
写真である。
【００４０】図４に示す本発明の発泡ＰＭＭＡ製消失性
模型を用いた製造法によるものは、発泡ＰＭＭＡの分解
熱量が高く、溶湯の冷却速度が速いうえ、鋳造された鋳
鉄部材の表面部に対する発泡ＰＭＭＡからの炭素の浸入
がないので、硬さはビッカース硬さで２２０となり、耐
熱疲労性および被削性に優れていることが明らかとなっ
た。
模型を用いた製造法によるものは、発泡ＰＭＭＡの分解
熱量が高く、溶湯の冷却速度が速いうえ、鋳造された鋳
鉄部材の表面部に対する発泡ＰＭＭＡからの炭素の浸入
がないので、硬さはビッカース硬さで２２０となり、耐
熱疲労性および被削性に優れていることが明らかとなっ
た。
【００４１】一方、図５に示す発泡ＰＳ製消失性模型を
用いた製造法によるものは、鋳造された鋳鉄部材の表面
部に発泡ＰＳから浸入した炭素による浸炭のため、多量
の炭化物が生じ、熱疲労性が悪化すると共に、浸炭によ
り硬度が上昇（表面部の硬さ、ビッカース硬さで３９
２）するので、被削性が悪化することが明らかとなっ
た。
用いた製造法によるものは、鋳造された鋳鉄部材の表面
部に発泡ＰＳから浸入した炭素による浸炭のため、多量
の炭化物が生じ、熱疲労性が悪化すると共に、浸炭によ
り硬度が上昇（表面部の硬さ、ビッカース硬さで３９
２）するので、被削性が悪化することが明らかとなっ
た。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のフェライト系耐熱鋳鋼部材のテストピ
ースを製造するための説明図。
ースを製造するための説明図。
【図２】本発明の発泡ＰＭＭＡ製消失性模型を用いて鋳
造された鋳鋼の金属組織を示す図。
造された鋳鋼の金属組織を示す図。
【図３】従来の砂型鋳造法により鋳造された鋳鋼の金属
組織を示す図。
組織を示す図。
【図４】本発明の発泡ＰＭＭＡ製消失性模型を用いて鋳
造された鋳鋼表面部分の金属組織を示す図。
造された鋳鋼表面部分の金属組織を示す図。
【図５】従来の発泡ＰＳ製消失性模型を用いて鋳造され
た鋳鋼表面部分の金属組織を示す図。
た鋳鋼表面部分の金属組織を示す図。
なし
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 芝原 雅彦 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツダ 株式会社内 (72)発明者 大森 元文 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツダ 株式会社内 (72)発明者 森本 茂典 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツダ 株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】重量比率でＣ ０．０５〜０．２５％、Ｓ
ｉ ０．３〜２．０％、Ｍｎ ０．２〜１．０％、Ｐ
０．０５％以下、Ｓ ０．０５％以下、Ｃｒ １６〜２
０％、Ｎｂ ０．５〜１．５％、Ｂ ０．０２〜０．１
５％、残部Ｆｅから成り、微細なＮｂ炭化物が分散した
フェライト系耐熱鋳鋼部材。 - 【請求項２】重量比率でＣ ０．０５〜０．２５％、Ｓ
ｉ ０．３〜２．０％、Ｍｎ ０．２〜１．０％、Ｐ
０．０５％以下、Ｓ ０．０５％以下、Ｃｒ １６〜２
０％、Ｎｂ ０．５〜１．５％、Ｂ ０．０２〜０．１
５％、残部Ｆｅから成るフェライト系耐熱鋳鋼部材を鋳
造する際、発泡ポリメチルメタリクリレート製の消失性
模型を用いて鋳造するフェライト系耐熱鋳鋼部材の製造
法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3328136A JPH05140700A (ja) | 1991-11-15 | 1991-11-15 | フエライト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法 |
| KR1019920020582A KR960001716B1 (ko) | 1991-11-15 | 1992-11-04 | 페라이트계 내열주물강부재 및 그 제조법 |
| US07/973,284 US5340414A (en) | 1991-11-15 | 1992-11-09 | Heat-resistant ferritic cast steel member |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3328136A JPH05140700A (ja) | 1991-11-15 | 1991-11-15 | フエライト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05140700A true JPH05140700A (ja) | 1993-06-08 |
Family
ID=18206900
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3328136A Pending JPH05140700A (ja) | 1991-11-15 | 1991-11-15 | フエライト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5340414A (ja) |
| JP (1) | JPH05140700A (ja) |
| KR (1) | KR960001716B1 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5582657A (en) * | 1993-11-25 | 1996-12-10 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant, ferritic cast steel having high castability and exhaust equipment member made thereof |
| JP2008189974A (ja) * | 2007-02-02 | 2008-08-21 | Nisshin Steel Co Ltd | 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 |
| KR20160042270A (ko) * | 2014-10-07 | 2016-04-19 | 주식회사 김포비앤에스 | 분체포장용 포대의 터닝장치 |
| JP6278172B1 (ja) * | 2016-08-30 | 2018-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系ステンレス鋼材、セパレーター、セルおよび燃料電池 |
| WO2018043285A1 (ja) * | 2016-08-30 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系ステンレス鋼材、セパレーター、セルおよび燃料電池 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19718853A1 (de) * | 1997-05-03 | 1998-11-05 | Regler Ind Vertretungen Gmbh | Abgaskrümmer für Verbrennungsmotoren und Verfahren zu seiner Herstellung |
| WO2011125901A1 (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-13 | 日立金属株式会社 | 常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品 |
| CN103140595B (zh) * | 2010-10-01 | 2015-05-20 | 日立金属株式会社 | 具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件 |
| US9758851B2 (en) * | 2012-10-10 | 2017-09-12 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant, cast ferritic steel having excellent machinability and exhaust member made thereof |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3798075A (en) * | 1970-03-10 | 1974-03-19 | Carpenter Technology Corp | Method of making stainless steel containing borides |
| JPH01159354A (ja) * | 1987-12-16 | 1989-06-22 | Nissan Motor Co Ltd | 耐熱鋳鋼 |
-
1991
- 1991-11-15 JP JP3328136A patent/JPH05140700A/ja active Pending
-
1992
- 1992-11-04 KR KR1019920020582A patent/KR960001716B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1992-11-09 US US07/973,284 patent/US5340414A/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5582657A (en) * | 1993-11-25 | 1996-12-10 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant, ferritic cast steel having high castability and exhaust equipment member made thereof |
| JP2008189974A (ja) * | 2007-02-02 | 2008-08-21 | Nisshin Steel Co Ltd | 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 |
| KR20160042270A (ko) * | 2014-10-07 | 2016-04-19 | 주식회사 김포비앤에스 | 분체포장용 포대의 터닝장치 |
| JP6278172B1 (ja) * | 2016-08-30 | 2018-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系ステンレス鋼材、セパレーター、セルおよび燃料電池 |
| WO2018043285A1 (ja) * | 2016-08-30 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系ステンレス鋼材、セパレーター、セルおよび燃料電池 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR930010206A (ko) | 1993-06-22 |
| KR960001716B1 (ko) | 1996-02-03 |
| US5340414A (en) | 1994-08-23 |
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