JPH0699739B2 - 鋳鉄部品の表面硬化法 - Google Patents
鋳鉄部品の表面硬化法Info
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- JPH0699739B2 JPH0699739B2 JP61094702A JP9470286A JPH0699739B2 JP H0699739 B2 JPH0699739 B2 JP H0699739B2 JP 61094702 A JP61094702 A JP 61094702A JP 9470286 A JP9470286 A JP 9470286A JP H0699739 B2 JPH0699739 B2 JP H0699739B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、オーステナイト組織の鋳鉄部品の表面硬化法
に係り、特にオーステナイト組織の鋳鉄部品の表面で耐
摩耗性を要求される部分を容易に硬化できる鋳鉄部品の
表面硬化法に関するものである。
に係り、特にオーステナイト組織の鋳鉄部品の表面で耐
摩耗性を要求される部分を容易に硬化できる鋳鉄部品の
表面硬化法に関するものである。
［従来の技術］ Ni−Mn−Si系オーステナイト組織の鋳鉄部品、例えば球
状黒鉛鋳鉄部品は、耐熱性、高靱性があり、ディーゼル
エンジンやガソリンエンジンの各種部品ターボチャージ
ャケーシングなどに使用されている。
状黒鉛鋳鉄部品は、耐熱性、高靱性があり、ディーゼル
エンジンやガソリンエンジンの各種部品ターボチャージ
ャケーシングなどに使用されている。
［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら、このオーステナイト組織鋳鉄はその硬度
が200Hv前後と低く、耐摩耗性が劣る問題がある。
が200Hv前後と低く、耐摩耗性が劣る問題がある。
本発明は上記事情を考慮してなされたもので、オーステ
ナイト組織の鋳鉄部品において、その鋳鉄部品の任意の
表面を硬化できる鋳鉄部品の表面硬化法を提供すること
を目的とする。
ナイト組織の鋳鉄部品において、その鋳鉄部品の任意の
表面を硬化できる鋳鉄部品の表面硬化法を提供すること
を目的とする。
［問題点を解決するための手段及び作用］ 本発明は上記の目的を達成するために、C2.0〜3.8％,Mn
3〜15％,Ni4〜32％,Si3.5〜７％で残部Feおよび同伴す
る不純物よりなるオーステナイト組織の鋳鉄部品の処理
表面を、オーステナイト組織がマルテンサイト組織に変
態し得る温度に冷却しながらショットピーニングさせて
その処理表面近傍の基地をマルテンサイト変態させ、そ
の後処理表面を300〜600℃に加熱したのち空冷して時効
処理を行なうようにしたもので、これにより処理表面の
硬さを500〜650Hvに硬くすることが可能となる。
3〜15％,Ni4〜32％,Si3.5〜７％で残部Feおよび同伴す
る不純物よりなるオーステナイト組織の鋳鉄部品の処理
表面を、オーステナイト組織がマルテンサイト組織に変
態し得る温度に冷却しながらショットピーニングさせて
その処理表面近傍の基地をマルテンサイト変態させ、そ
の後処理表面を300〜600℃に加熱したのち空冷して時効
処理を行なうようにしたもので、これにより処理表面の
硬さを500〜650Hvに硬くすることが可能となる。
［実施例］ 以下本発明の鋳鉄部品の表面硬化法の好適一実施例を添
付図面に基づいて説明する。
付図面に基づいて説明する。
先ず第１図に示すようにオーステナイト組織の鋳鉄部品
１の硬化処理すべく処理表面２にショットピーニング装
置（或いはショットブラスト装置）３にて空気と鉄球
（0.5〜1.0mmφ程度）を高速（約90m/s）で噴射すると
共にそのショットピーニング装置３に接続した低温溶媒
タンク４から低温溶媒（液体窒素，温度−196℃、ドラ
イアイス＋エチルアルコール，温度−78℃）をその鉄球
と空気流と共に吹き付けることで処理表面２の近傍の基
地がオーステナイト組織から加工誘発マルテンサイト変
態を起こす。
１の硬化処理すべく処理表面２にショットピーニング装
置（或いはショットブラスト装置）３にて空気と鉄球
（0.5〜1.0mmφ程度）を高速（約90m/s）で噴射すると
共にそのショットピーニング装置３に接続した低温溶媒
タンク４から低温溶媒（液体窒素，温度−196℃、ドラ
イアイス＋エチルアルコール，温度−78℃）をその鉄球
と空気流と共に吹き付けることで処理表面２の近傍の基
地がオーステナイト組織から加工誘発マルテンサイト変
態を起こす。
この空気と鉄球及び低温溶媒の噴射は１分以内行なえば
処理表面２から300μｍ程度の深さの基地がマルテンサ
イト変態を起こす。
処理表面２から300μｍ程度の深さの基地がマルテンサ
イト変態を起こす。
次にこの処理表面２を第２図に示すようにドライヤ５ま
たは電気炉（図示せず）にてその処理表面２の温度を30
0〜600℃で約１時間加熱したのち空冷する。この時効処
理により処理表面２の基地はマルテンサイトから、焼戻
しマルテンサイト＋炭化物となり、処理表面２の硬度が
500Hv以上の硬度とすることができる。
たは電気炉（図示せず）にてその処理表面２の温度を30
0〜600℃で約１時間加熱したのち空冷する。この時効処
理により処理表面２の基地はマルテンサイトから、焼戻
しマルテンサイト＋炭化物となり、処理表面２の硬度が
500Hv以上の硬度とすることができる。
オーステナイト組織の鋳鉄部品１は、本出願人が特公昭
51-47409号で提案した鋳放状態でオーステナイト単相で
あるNi−Mn−Si系オーステナイト組織の球状黒鉛鋳鉄か
らなる。
51-47409号で提案した鋳放状態でオーステナイト単相で
あるNi−Mn−Si系オーステナイト組織の球状黒鉛鋳鉄か
らなる。
この球状黒鉛鋳鉄は、C2.0〜3.8％、Mn3〜15％、Ni4〜3
2％、Si3.5〜７％、好ましくはC2.2〜3.2％、Mn4.0〜6.
0％、Ni10.0〜14.0％、Si4.0〜6.0％で、残部がFeおよ
び同伴する不純物よりなる。
2％、Si3.5〜７％、好ましくはC2.2〜3.2％、Mn4.0〜6.
0％、Ni10.0〜14.0％、Si4.0〜6.0％で、残部がFeおよ
び同伴する不純物よりなる。
通常、オーステナイトの自由エネルギは、マルテンサイ
トの自由エネルギより低温においては次第に高くなり、
従ってオーステナイトを冷却していくとその化学自由エ
ネルギの差によ駆動力がある大きさに達した温度でマル
テンサイト変態が開始される。この温度がMs（マルテン
サイトスタート温度）である。この場合オーステナイト
に応力を付加しておくとマルテンサイト変態がMs温度以
上でも起き、かつそのマルテンサイト変態化が顕著に起
る。
トの自由エネルギより低温においては次第に高くなり、
従ってオーステナイトを冷却していくとその化学自由エ
ネルギの差によ駆動力がある大きさに達した温度でマル
テンサイト変態が開始される。この温度がMs（マルテン
サイトスタート温度）である。この場合オーステナイト
に応力を付加しておくとマルテンサイト変態がMs温度以
上でも起き、かつそのマルテンサイト変態化が顕著に起
る。
これを第３〜６図により説明する。
先ずオーステナイト組織の鋳鉄として下表の球状黒鉛鋳
鉄（これをＡ材、Ｂ材と称する）を用いてMs点を測定し
た。
鉄（これをＡ材、Ｂ材と称する）を用いてMs点を測定し
た。
第３図、第４図は、Ａ材のMs点を測定したものである。
Ms点の変化を調べるためＡ材を20％圧縮変形させ内部に
残留応力を付与した試片（径10mmφ×15mml）から、熱
膨張試片（径4mmφ×10mml）を採取したもの（第３図）
と、そのままの試片（径4mmφ×10mml）のもの（第４
図）について、の各試片を冷却し同時にその試片の熱膨
張を測定してMs点を測定した。
Ms点の変化を調べるためＡ材を20％圧縮変形させ内部に
残留応力を付与した試片（径10mmφ×15mml）から、熱
膨張試片（径4mmφ×10mml）を採取したもの（第３図）
と、そのままの試片（径4mmφ×10mml）のもの（第４
図）について、の各試片を冷却し同時にその試片の熱膨
張を測定してMs点を測定した。
第３図、第４図において、ａは夫々試片の冷却曲線を示
し、ｂはその熱膨張曲線を示す。
し、ｂはその熱膨張曲線を示す。
この熱膨張曲線ｂが示すように試片はその温度の低下と
共に収縮するが、Ms点でマルテンサイト変態を起こすた
めその後温度が低下しても逆に試片が膨脹して行く。従
ってこの変節点での冷却曲線ａの温度をみればMs点が判
る。
共に収縮するが、Ms点でマルテンサイト変態を起こすた
めその後温度が低下しても逆に試片が膨脹して行く。従
ってこの変節点での冷却曲線ａの温度をみればMs点が判
る。
第３図、第４図に示すように試片に内部応力がない場合
（第４図）のMs点は−57℃であるが、内部応力を付与し
た場合（第３図）にはMs点が−44℃と高くなる。
（第４図）のMs点は−57℃であるが、内部応力を付与し
た場合（第３図）にはMs点が−44℃と高くなる。
また同様第５図、第６図に示すように、Ｂ材についても
Ms点を測定した。第５図に示すように20％圧縮した試片
はMs点が−81℃、圧縮しないそのままの試片は第６図に
示すようにMs点が−87℃の結果が得られた。
Ms点を測定した。第５図に示すように20％圧縮した試片
はMs点が−81℃、圧縮しないそのままの試片は第６図に
示すようにMs点が−87℃の結果が得られた。
第３図〜第６図で判るように圧縮して内部に応力を付加
させた場合にMs点が上昇すること、換言すれば、Ms点近
傍の温度でショットピーニングすれば加工誘発マルテン
サイト変態が顕著に起ることが判る。
させた場合にMs点が上昇すること、換言すれば、Ms点近
傍の温度でショットピーニングすれば加工誘発マルテン
サイト変態が顕著に起ることが判る。
次に上述したＡ材及びＢ材を上述のように低温でショッ
トピーニング（ショットブラスト）したのち時効処理し
た場合の硬度変化を第７図〜９図により説明する。
トピーニング（ショットブラスト）したのち時効処理し
た場合の硬度変化を第７図〜９図により説明する。
第７図はＡ材を450℃,1時間時効処理した場合、その表
面からの深さの硬度変化を示したものである。
面からの深さの硬度変化を示したものである。
無処理の場合のＡ材の硬度（ビッカース）は上述の表に
示したように191Hvであるが処理表面をマルテンサイト
変態させ時効処理した場合には表面が580Hvで硬度が高
くなり、深さ350μｍで約300Hvとなり、略深さで1mm以
下の層の基地の硬化させることができる。
示したように191Hvであるが処理表面をマルテンサイト
変態させ時効処理した場合には表面が580Hvで硬度が高
くなり、深さ350μｍで約300Hvとなり、略深さで1mm以
下の層の基地の硬化させることができる。
第８図は、Ｂ材（無処理硬度175Hv）で時効処理の影響
を示したものである。第８図中Ｃのグラフは低温ショッ
トピーニング（又はショットブラスト）したのち、その
まま室温（RT）で放置した場合、ｄは450℃で１時間時
効処理した場合、ｅは600℃で１時間時効処理した場合
の表面からの深さの硬度変化を示す。
を示したものである。第８図中Ｃのグラフは低温ショッ
トピーニング（又はショットブラスト）したのち、その
まま室温（RT）で放置した場合、ｄは450℃で１時間時
効処理した場合、ｅは600℃で１時間時効処理した場合
の表面からの深さの硬度変化を示す。
グラフＣが示すように低温ショットピーニングしたまま
の場合には、表面硬度が450Hvと低いがグラフd,eが示す
ように時効処理温度を上げるに従ってその硬度が高くな
り、表面からの深さ200μｍ以上では硬度が350Hv程度ま
で低下していることが判る。
の場合には、表面硬度が450Hvと低いがグラフd,eが示す
ように時効処理温度を上げるに従ってその硬度が高くな
り、表面からの深さ200μｍ以上では硬度が350Hv程度ま
で低下していることが判る。
第９図は、この第８図を時効処理温度と硬度の関係でグ
ラフ化したもので、グラフｆは表面から50μｍの硬度変
化を、グラフｇは表面から120μｍの硬度変化を示す。
図からも明らかなように時効処理温度を上げれば硬度が
高くなることが判る。
ラフ化したもので、グラフｆは表面から50μｍの硬度変
化を、グラフｇは表面から120μｍの硬度変化を示す。
図からも明らかなように時効処理温度を上げれば硬度が
高くなることが判る。
次に粉体摩耗試験の結果を第10図に示す。この摩耗試験
は摩耗粉体として溶融シリカ（HB890〜980）を流速90m/
sで10分間1000g噴射（約0.7g/）してその摩耗度を測
定したものである。
は摩耗粉体として溶融シリカ（HB890〜980）を流速90m/
sで10分間1000g噴射（約0.7g/）してその摩耗度を測
定したものである。
この場合試片サイズは40×30×5mmを用いＡ材は450℃,1
時間時効処理したもの（硬度580Hv）を、Ｂ材は600℃,1
時間時効処理したもの（硬度600Hv）を用いた。また比
較材としてJISFCD40とＡ材（無処理）を用い、時効処理
したＡ材及びＢ材と表面粗さをあわせるため、そのFCD4
0とＡ材（無処理）を常温でショットブラストしたもの
を用いた。この場合FCD40の硬度は150Hv,A材は300Hvで
あった。
時間時効処理したもの（硬度580Hv）を、Ｂ材は600℃,1
時間時効処理したもの（硬度600Hv）を用いた。また比
較材としてJISFCD40とＡ材（無処理）を用い、時効処理
したＡ材及びＢ材と表面粗さをあわせるため、そのFCD4
0とＡ材（無処理）を常温でショットブラストしたもの
を用いた。この場合FCD40の硬度は150Hv,A材は300Hvで
あった。
第10図から判るように比較材であるFCD40とＡ材（無処
理）の摩耗深さは6.5μm,5.7μｍであるが、時効処理後
のＡ材は3.5μｍ、Ｂ材は4.8Hvμｍであり、その摩耗量
が少なくなる。
理）の摩耗深さは6.5μm,5.7μｍであるが、時効処理後
のＡ材は3.5μｍ、Ｂ材は4.8Hvμｍであり、その摩耗量
が少なくなる。
またＡ材とＢ材とを比較すると硬度の高いＢ材がＡ材よ
り摩耗量が多くなる。これは摩耗試験の様に衝突要因が
入る摩耗では硬さ以外に靱性の影響が無視できず、多量
の炭化物の析出で靱性が劣化したＢ材（600℃時効）の
方が摩耗性は低下するものと思われる。
り摩耗量が多くなる。これは摩耗試験の様に衝突要因が
入る摩耗では硬さ以外に靱性の影響が無視できず、多量
の炭化物の析出で靱性が劣化したＢ材（600℃時効）の
方が摩耗性は低下するものと思われる。
従って、時効処理温度を600℃以上に上げることは靱性
の低下から好ましくなく、また300℃以下では十分な時
効処理後の硬度が得られないため時効処理における加熱
温度は300〜600℃の範囲が好ましい。また時効時間の長
短は余り影響はないが１時間程度あればよく、これ以上
長くすると熱エネルギの無駄となる。
の低下から好ましくなく、また300℃以下では十分な時
効処理後の硬度が得られないため時効処理における加熱
温度は300〜600℃の範囲が好ましい。また時効時間の長
短は余り影響はないが１時間程度あればよく、これ以上
長くすると熱エネルギの無駄となる。
次に上述した球状黒鉛鋳鉄（Ａ材、Ｂ材）の各処理後の
断面の顕微鏡写真を第11〜20図により説明する。
断面の顕微鏡写真を第11〜20図により説明する。
第11図はＡ材の無ショット時の断面状態（倍率×10
0）、第12図は倍率×400の状態を示し、第13図（倍率×
100）、第14図（倍率×400）はＡ材を低温ショットピー
ニング後450℃,1時間加熱後空冷した状態を示す。
0）、第12図は倍率×400の状態を示し、第13図（倍率×
100）、第14図（倍率×400）はＡ材を低温ショットピー
ニング後450℃,1時間加熱後空冷した状態を示す。
第11図、第12図と第13図、第14図とを比べて判るように
本発明の硬化方法により、その表面近くの球状黒鉛の廻
りには、ささ葉状のマルテンサイト組織の析出が認めら
れる。
本発明の硬化方法により、その表面近くの球状黒鉛の廻
りには、ささ葉状のマルテンサイト組織の析出が認めら
れる。
第15図（倍率×100）、第16図（倍率×400）はＢ材を低
温ショットピーニング後無熱処理の状態を、第17図（倍
率×100）、第18図（倍率×400）は低温ショット後450
℃,1時間時効処理した状態を、また、第19図（倍率×10
0）、第20図（倍率×400）は低温ショット後600℃,1時
間時効処理した状態を示す。
温ショットピーニング後無熱処理の状態を、第17図（倍
率×100）、第18図（倍率×400）は低温ショット後450
℃,1時間時効処理した状態を、また、第19図（倍率×10
0）、第20図（倍率×400）は低温ショット後600℃,1時
間時効処理した状態を示す。
第15図、第16図を観て判るように低温ショット後は、表
層部分の基地にマルテンサイト組織が認められ、これを
第17図、第18図に示すように時効処理（450℃,1時間）
するとその組織が密となり、さらに第19図、第20図に示
すように加熱温度（600℃,1時間）を高くすると、その
組織の析出が顕著に認められる。
層部分の基地にマルテンサイト組織が認められ、これを
第17図、第18図に示すように時効処理（450℃,1時間）
するとその組織が密となり、さらに第19図、第20図に示
すように加熱温度（600℃,1時間）を高くすると、その
組織の析出が顕著に認められる。
上述の実施例においてはNi−Mn−Si系オーステナイト組
織の鋳鉄部品、特に球状黒鉛鋳鉄について説明したが、
オーステナイト系ステンレス鋼についても適用できる。
第21図はSUS321を、液体窒素で30秒低温ショットピーニ
ングしたのち400℃,1時間加熱後空冷して時効処理を行
ない、その表面からの深さの硬度変化を示したものであ
る。
織の鋳鉄部品、特に球状黒鉛鋳鉄について説明したが、
オーステナイト系ステンレス鋼についても適用できる。
第21図はSUS321を、液体窒素で30秒低温ショットピーニ
ングしたのち400℃,1時間加熱後空冷して時効処理を行
ない、その表面からの深さの硬度変化を示したものであ
る。
SUS321の無効処理時の硬さは170〜180Hvであるが、低温
ショット後、時効処理することでその硬度を370Hvに硬
くでき、また約600μｍ程度の深さまで硬化層を形成で
きる。
ショット後、時効処理することでその硬度を370Hvに硬
くでき、また約600μｍ程度の深さまで硬化層を形成で
きる。
第22図はそのSUS321を硬化させたのちの表面部の基地の
断面の顕微鏡写真（倍率×400）を示す。写真からみて
判るように表層部に硬化層が形成されるのが判る。
断面の顕微鏡写真（倍率×400）を示す。写真からみて
判るように表層部に硬化層が形成されるのが判る。
［発明の効果］ 以上詳述してきたことから明らかなように本発明によれ
ば次のごとき優れた効果を発揮する。
ば次のごとき優れた効果を発揮する。
（１） オーステナイト組織の鋳鉄の表面を低温に保持
しながらショットピーニングさせ、その後加熱空冷して
時効処理することでその表面を硬化層とすることがで
き、その耐摩耗性を向上させることができる。
しながらショットピーニングさせ、その後加熱空冷して
時効処理することでその表面を硬化層とすることがで
き、その耐摩耗性を向上させることができる。
（２） 処理すべき表面のみを硬化処理できるので、全
体のオーステナイト組織を損うことがない。
体のオーステナイト組織を損うことがない。
（３） 機械部品等の摺動部や硬い粒子の衝突部などに
硬化肉盛りやセラミックスコーティングなどを行うこと
なく、鋳鉄部品の任意の表面の硬化処理が可能となる。
硬化肉盛りやセラミックスコーティングなどを行うこと
なく、鋳鉄部品の任意の表面の硬化処理が可能となる。
第１図、第２図は夫々本発明の方法を実施する工程を示
し、第１図は鋳鉄部品にショットピーニングする状態を
示す図、第２図は鋳鉄部品を時効処理する状態を示す
図、第３図、第４図は本発明における球状黒鉛鋳鉄（Ａ
材）のMs点の測定を示す図、第５図、第６図は他の球状
黒鉛鋳鉄（Ｂ材）のMs点の測定を示す図、第７図は本発
明における球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）の時効処理後の表面深
さに対する硬さの関係を示す図、第８図は同じく他の球
状黒鉛鋳鉄（Ｂ材）の表面深さに対する硬さの関係を示
す図、第９図は他の球状黒鉛鋳鉄（Ｂ材）における時効
処理温度と硬さの関係を示す図、第10図は本発明におけ
る硬化層と比較例の摩耗深さを示す図、第11〜14図は本
発明における球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）の断面の金属組織を
示す顕微鏡写真で、第11図は倍率100.第12図は倍率400
でそれぞれ無処理の状態を示し、第13図は倍率100,第14
図は倍率400で、低温ショット後450℃で時効処理した状
態を示す写真、第15〜20図は本発明における他の球状黒
鉛鋳鉄（Ｂ材）の断面の金属組織を示す顕微鏡写真で、
第15図は倍率100,第16図は倍率400で夫々低温ショット
後の状態を示し、第17図は倍率100、第18図は倍率400で
夫々低温ショット後450℃で時効処理した状態を、また
第19図は倍率100、第20図は倍率400で夫々600℃で時効
処理した状態を示す写真、第21図は本発明においてオー
ステナイト系ステンレス（SUS321）を低温ショット後時
効処理した後の表面深さと硬さの関係を示す図、第22図
は第21図におけるオーステナイト系ステンレス鋼の硬化
処理後の断面の金属組織を示す顕微鏡（倍率400）写真
である。 図中、１はオーステナイト組織の鋳鉄部品、２は処理表
面、３はショットピーニング装置、４は低温溶媒タン
ク、５はドライヤである。
し、第１図は鋳鉄部品にショットピーニングする状態を
示す図、第２図は鋳鉄部品を時効処理する状態を示す
図、第３図、第４図は本発明における球状黒鉛鋳鉄（Ａ
材）のMs点の測定を示す図、第５図、第６図は他の球状
黒鉛鋳鉄（Ｂ材）のMs点の測定を示す図、第７図は本発
明における球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）の時効処理後の表面深
さに対する硬さの関係を示す図、第８図は同じく他の球
状黒鉛鋳鉄（Ｂ材）の表面深さに対する硬さの関係を示
す図、第９図は他の球状黒鉛鋳鉄（Ｂ材）における時効
処理温度と硬さの関係を示す図、第10図は本発明におけ
る硬化層と比較例の摩耗深さを示す図、第11〜14図は本
発明における球状黒鉛鋳鉄（Ａ材）の断面の金属組織を
示す顕微鏡写真で、第11図は倍率100.第12図は倍率400
でそれぞれ無処理の状態を示し、第13図は倍率100,第14
図は倍率400で、低温ショット後450℃で時効処理した状
態を示す写真、第15〜20図は本発明における他の球状黒
鉛鋳鉄（Ｂ材）の断面の金属組織を示す顕微鏡写真で、
第15図は倍率100,第16図は倍率400で夫々低温ショット
後の状態を示し、第17図は倍率100、第18図は倍率400で
夫々低温ショット後450℃で時効処理した状態を、また
第19図は倍率100、第20図は倍率400で夫々600℃で時効
処理した状態を示す写真、第21図は本発明においてオー
ステナイト系ステンレス（SUS321）を低温ショット後時
効処理した後の表面深さと硬さの関係を示す図、第22図
は第21図におけるオーステナイト系ステンレス鋼の硬化
処理後の断面の金属組織を示す顕微鏡（倍率400）写真
である。 図中、１はオーステナイト組織の鋳鉄部品、２は処理表
面、３はショットピーニング装置、４は低温溶媒タン
ク、５はドライヤである。
Claims (1)
- 【請求項１】C2.0〜3.8％,Mn3〜15％,Ni4〜32％,Si3.5
〜７％で残部Feおよび同伴する不純物よりなるオーステ
ナイト組織の鋳鉄部品の処理表面を、オーステナイト組
織がマルテンサイト組織に変態し得る温度に冷却しなが
らショットピーニングさせてその処理表面近傍の基地を
マルテンサイト変態させ、その後処理表面を300〜600℃
に加熱したのち空冷して時効処理を行なうことを特徴と
する鋳鉄部品の表面硬化法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61094702A JPH0699739B2 (ja) | 1986-04-25 | 1986-04-25 | 鋳鉄部品の表面硬化法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61094702A JPH0699739B2 (ja) | 1986-04-25 | 1986-04-25 | 鋳鉄部品の表面硬化法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62253711A JPS62253711A (ja) | 1987-11-05 |
| JPH0699739B2 true JPH0699739B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=14117502
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61094702A Expired - Lifetime JPH0699739B2 (ja) | 1986-04-25 | 1986-04-25 | 鋳鉄部品の表面硬化法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0699739B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN112795753B (zh) * | 2020-12-25 | 2022-06-03 | 兰州理工大学 | 一种大口径金属管材表面强化装置及强化方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CA1196257A (en) * | 1981-05-27 | 1985-11-05 | Joseph G. Anello | Three-step treatment of stainless steels having metastable austenitic and martensitic phases to increase resistance to chloride corrosion |
| JPS6012417A (ja) * | 1983-06-28 | 1985-01-22 | Tamaya Kogyo Kk | 流送分配システムにおける遠隔集中操作制御法および２方向分配ダンパ装置 |
-
1986
- 1986-04-25 JP JP61094702A patent/JPH0699739B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62253711A (ja) | 1987-11-05 |
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