JPH0827537A - 微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法 - Google Patents
微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法Info
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- JPH0827537A JPH0827537A JP16232294A JP16232294A JPH0827537A JP H0827537 A JPH0827537 A JP H0827537A JP 16232294 A JP16232294 A JP 16232294A JP 16232294 A JP16232294 A JP 16232294A JP H0827537 A JPH0827537 A JP H0827537A
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- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】黒鉛球状化能をもつ高価な元素を用いることな
く、微細な球状黒鉛を均一に析出させる。 【構成】Ｃ：１．２〜１．８重量％，Ｓｉ：２．５〜
４．５重量％，残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなる黒
鉛鋳鋼の溶湯を金型内にて１０〜２５０℃／秒の冷却速
度で冷却することを特徴とする。急激に冷却することに
よりミクロポロシティなどの欠陥が導入され、それによ
って黒鉛生成サイトが増加すると推定され、黒鉛球状化
能をもつ高価な元素を用いなくても微細な球状黒鉛が均
一に析出する。
く、微細な球状黒鉛を均一に析出させる。 【構成】Ｃ：１．２〜１．８重量％，Ｓｉ：２．５〜
４．５重量％，残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなる黒
鉛鋳鋼の溶湯を金型内にて１０〜２５０℃／秒の冷却速
度で冷却することを特徴とする。急激に冷却することに
よりミクロポロシティなどの欠陥が導入され、それによ
って黒鉛生成サイトが増加すると推定され、黒鉛球状化
能をもつ高価な元素を用いなくても微細な球状黒鉛が均
一に析出する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、微細な球状黒鉛が析出
した鋳鋼の製造方法に関する。
した鋳鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、塑性加工や切削加工などを容
易とするために、鋳物中に球状黒鉛を析出させた黒鉛鋳
鋼が知られている。この球状黒鉛は、短い間隔で多数の
微細な粒子が均一に分布していることが望ましい。これ
により切削時の潤滑性が向上し、切り粉長が短くなるの
で、切削加工性が格段に向上する。
易とするために、鋳物中に球状黒鉛を析出させた黒鉛鋳
鋼が知られている。この球状黒鉛は、短い間隔で多数の
微細な粒子が均一に分布していることが望ましい。これ
により切削時の潤滑性が向上し、切り粉長が短くなるの
で、切削加工性が格段に向上する。
【０００３】鋳鋼中に球状黒鉛を析出させるには、従来
より熱処理を行う方法が知られている。しかしこの方法
では、熱処理に長時間要するため生産性が低く、また析
出する黒鉛粒子も粗大で球状とはならないという不具合
があった。そこで黒鉛球状化能をもつ元素（接種材）の
添加が盛んに研究され、Ｃｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｎａ，Ｋ，
Ｌｉ，Ｂａ，Ｓｒ，Ｚｎなどが黒鉛球状化能をもつこと
が知られてきた。
より熱処理を行う方法が知られている。しかしこの方法
では、熱処理に長時間要するため生産性が低く、また析
出する黒鉛粒子も粗大で球状とはならないという不具合
があった。そこで黒鉛球状化能をもつ元素（接種材）の
添加が盛んに研究され、Ｃｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｎａ，Ｋ，
Ｌｉ，Ｂａ，Ｓｒ，Ｚｎなどが黒鉛球状化能をもつこと
が知られてきた。
【０００４】また、例えば特開平５−３３９６７５号公
報には、炭素（Ｃ）０．４５〜１．５重量％，珪素（Ｓ
ｉ）１．０〜５．５重量％，ＲＥＭ０．００８〜０．２
５重量％，カルシウム（Ｃａ）０．００２〜０．０２０
重量％，ビスマス（Ｂｉ）０．０００５〜０．０１５０
重量％，アルミニウム（Ａｌ）０．００５〜０．０８０
重量％，残部鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物からなる黒
鉛鋳鋼が開示されている。この組成とすれば、微細な球
状黒鉛が多数析出するとともに、鎖状黒鉛の晶出を防止
することができる。
報には、炭素（Ｃ）０．４５〜１．５重量％，珪素（Ｓ
ｉ）１．０〜５．５重量％，ＲＥＭ０．００８〜０．２
５重量％，カルシウム（Ｃａ）０．００２〜０．０２０
重量％，ビスマス（Ｂｉ）０．０００５〜０．０１５０
重量％，アルミニウム（Ａｌ）０．００５〜０．０８０
重量％，残部鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物からなる黒
鉛鋳鋼が開示されている。この組成とすれば、微細な球
状黒鉛が多数析出するとともに、鎖状黒鉛の晶出を防止
することができる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところが黒鉛球状化能
をもつ元素を添加することは、他の必要元素の添加量に
制限を与えることとなり、組成設計の自由度が低下する
という問題がある。また上記公報に記載の黒鉛鋳鋼で
は、所望の効果は得られるものの、黒鉛球状化能をもつ
元素としてＲＥＭやＢｉなどを用いているため、原料コ
ストが高価となるという問題がある。
をもつ元素を添加することは、他の必要元素の添加量に
制限を与えることとなり、組成設計の自由度が低下する
という問題がある。また上記公報に記載の黒鉛鋳鋼で
は、所望の効果は得られるものの、黒鉛球状化能をもつ
元素としてＲＥＭやＢｉなどを用いているため、原料コ
ストが高価となるという問題がある。
【０００６】本発明はこのような事情に鑑みてなされた
ものであり、黒鉛球状化能をもつ高価な元素を用いるこ
となく、微細な球状黒鉛を均一に析出させることを目的
とする。
ものであり、黒鉛球状化能をもつ高価な元素を用いるこ
となく、微細な球状黒鉛を均一に析出させることを目的
とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する第１
の発明の微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法は、Ｃ：１．２〜
１．８重量％，Ｓｉ：２．５〜４．５重量％，残部Ｆｅ
及び不可避の不純物からなる黒鉛鋳鋼の溶湯を金型内に
て１０〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴
とする。
の発明の微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法は、Ｃ：１．２〜
１．８重量％，Ｓｉ：２．５〜４．５重量％，残部Ｆｅ
及び不可避の不純物からなる黒鉛鋳鋼の溶湯を金型内に
て１０〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴
とする。
【０００８】また、さらに好ましい第２の発明の微細球
状黒鉛鋳鋼の製造方法は、Ｃ：１．５〜１．８重量％，
Ｓｉ：３．５〜４．５重量％，残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる黒鉛鋳鋼の溶湯を金型内にて１０〜５０℃
／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする。
状黒鉛鋳鋼の製造方法は、Ｃ：１．５〜１．８重量％，
Ｓｉ：３．５〜４．５重量％，残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる黒鉛鋳鋼の溶湯を金型内にて１０〜５０℃
／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする。
【０００９】
【作用】本発明は、ＣとＳｉの組成を特定範囲とした鋳
鉄溶湯を、金型内にて１０〜２５０℃／秒という大きな
冷却速度で冷却するところに特徴を有する。このように
急激に冷却することによりミクロポロシティなどの欠陥
が導入され、それによって黒鉛生成サイトが増加すると
推定され、微細な球状黒鉛が均一に析出する。
鉄溶湯を、金型内にて１０〜２５０℃／秒という大きな
冷却速度で冷却するところに特徴を有する。このように
急激に冷却することによりミクロポロシティなどの欠陥
が導入され、それによって黒鉛生成サイトが増加すると
推定され、微細な球状黒鉛が均一に析出する。
【００１０】この冷却速度は、液相と固相の間の最大冷
却速度として規定することができ、黒鉛が析出する温度
領域、つまり凝固開始直後から凝固中及び固相での変態
が生じている温度領域での最大冷却速度で示される。こ
の冷却速度が１０℃／秒より小さくなると、充分な黒鉛
化が得られずセメンタイトが生成するため、得られる鋳
鋼の機械的性質が低下する。また、この冷却速度が２５
０℃／秒より大きくなると、黒鉛・セメンタイト共に生
成が抑制され、オーステナイトからマルテンサイトが生
成して極めて脆化してしまう。
却速度として規定することができ、黒鉛が析出する温度
領域、つまり凝固開始直後から凝固中及び固相での変態
が生じている温度領域での最大冷却速度で示される。こ
の冷却速度が１０℃／秒より小さくなると、充分な黒鉛
化が得られずセメンタイトが生成するため、得られる鋳
鋼の機械的性質が低下する。また、この冷却速度が２５
０℃／秒より大きくなると、黒鉛・セメンタイト共に生
成が抑制され、オーステナイトからマルテンサイトが生
成して極めて脆化してしまう。
【００１１】ＣとＳｉを特定範囲とした理由は以下のと
おりである。Ｃは黒鉛形成に必要不可欠な元素であり、
１．２重量％未満では黒鉛生成が不十分となり状態図の
Ａｃｍ線以下でのセメンタイト析出が生じる。また１．
８重量％を超えると、共晶反応でのセメンタイト晶出が
生じる。ＳｉはＣの黒鉛化を促進する効果をもち、２．
５重量％未満では充分な黒鉛化効果が得られずセメンタ
イトが生成する。また４．５重量％を超えると、フェラ
イト相の固溶硬化やシリコン化合物の析出により靱性・
延性が低下する。
おりである。Ｃは黒鉛形成に必要不可欠な元素であり、
１．２重量％未満では黒鉛生成が不十分となり状態図の
Ａｃｍ線以下でのセメンタイト析出が生じる。また１．
８重量％を超えると、共晶反応でのセメンタイト晶出が
生じる。ＳｉはＣの黒鉛化を促進する効果をもち、２．
５重量％未満では充分な黒鉛化効果が得られずセメンタ
イトが生成する。また４．５重量％を超えると、フェラ
イト相の固溶硬化やシリコン化合物の析出により靱性・
延性が低下する。
【００１２】なお、Ｃ：１．５〜１．８重量％及びＳ
ｉ：３．５〜４．５重量％とさらに狭い範囲とし、それ
を１０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却すれば、微細な球
状黒鉛を一層安定して析出させることができ、強度・靱
性に一層優れた球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。Ｃが
１．５重量％未満であると析出する黒鉛量が少なく、靭
性の向上が少なくなる。またＳｉが３．５重量％未満で
あると、マトリクスのパーライトが多くなりすぎて延性
が低目となる。さらに冷却速度が５０℃／秒を超えて
も、同様にマトリクスのパーライトが多くなり延性が低
目となりがちである。
ｉ：３．５〜４．５重量％とさらに狭い範囲とし、それ
を１０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却すれば、微細な球
状黒鉛を一層安定して析出させることができ、強度・靱
性に一層優れた球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。Ｃが
１．５重量％未満であると析出する黒鉛量が少なく、靭
性の向上が少なくなる。またＳｉが３．５重量％未満で
あると、マトリクスのパーライトが多くなりすぎて延性
が低目となる。さらに冷却速度が５０℃／秒を超えて
も、同様にマトリクスのパーライトが多くなり延性が低
目となりがちである。
【００１３】上記のように大きな冷却速度で冷却するの
に最適な方法は、金型内で冷却することである。例えば
金型内に水などの冷却媒体を通しながら冷却すれば、容
易に安定した冷却速度を達成することができる。そし
て、このように型内で冷却することにより、鋳放し状態
で容易に優れた特性をもつ微細球状黒鉛鋳鋼を製造する
ことができる。
に最適な方法は、金型内で冷却することである。例えば
金型内に水などの冷却媒体を通しながら冷却すれば、容
易に安定した冷却速度を達成することができる。そし
て、このように型内で冷却することにより、鋳放し状態
で容易に優れた特性をもつ微細球状黒鉛鋳鋼を製造する
ことができる。
【００１４】さらに、鋳造時に局部的に冷却速度を変え
ることにより、得られる鋳鋼の球状黒鉛の形状や析出量
に分布を容易にもたせることができる。
ることにより、得られる鋳鋼の球状黒鉛の形状や析出量
に分布を容易にもたせることができる。
【００１５】
【実施例】以下、実施例により具体的に説明する。 （実施例１）Ｃ：１．２４重量％、Ｓｉ：２．５重量
％、残部Ｆｅ及び不可避の不純物である組成の溶湯を用
意した。なお、溶湯の溶解は高周波溶解で行い鋳造直前
にＦｅ−Ｓｉ合金を接種することで組成を整えた。
％、残部Ｆｅ及び不可避の不純物である組成の溶湯を用
意した。なお、溶湯の溶解は高周波溶解で行い鋳造直前
にＦｅ−Ｓｉ合金を接種することで組成を整えた。
【００１６】この溶湯を所定形状の金型に注湯し、凝固
開始直後の１３００℃から１２００℃における冷却速度
が２９℃／秒の条件で冷却した。その後の冷却速度は、
金型の表面積と溶湯の量との関係から一義的に決まり、
その冷却速度で室温まで冷却して鋳造を行った。得られ
た鋳造品のインゴットから試験片を切り出し、顕微鏡観
察でその組織とＣ形態を調べるとともに、硬度（ビッカ
ース硬さ）、引張強さ及び破断伸びを測定して、結果を
表１に示す。 （実施例２〜９・比較例１〜４）ＣとＳｉの含有量を表
１のように種々変化させたこと以外は実施例１と同様に
して、それぞれ鋳造を行った。そして実施例１と同様に
その組織とＣ形態を調べるとともに、硬度（ビッカース
硬さ）、引張強さ及び破断伸びを測定して、結果を表１
に示す。また表１から得られるＣとＳｉの量に対する組
織の関係を図８に、ＣとＳｉの量に対する破断伸びの関
係を図９に示す。なお、図８と図９において、「実」は
「実施例」を意味し「比」は「比較例」を意味する。
開始直後の１３００℃から１２００℃における冷却速度
が２９℃／秒の条件で冷却した。その後の冷却速度は、
金型の表面積と溶湯の量との関係から一義的に決まり、
その冷却速度で室温まで冷却して鋳造を行った。得られ
た鋳造品のインゴットから試験片を切り出し、顕微鏡観
察でその組織とＣ形態を調べるとともに、硬度（ビッカ
ース硬さ）、引張強さ及び破断伸びを測定して、結果を
表１に示す。 （実施例２〜９・比較例１〜４）ＣとＳｉの含有量を表
１のように種々変化させたこと以外は実施例１と同様に
して、それぞれ鋳造を行った。そして実施例１と同様に
その組織とＣ形態を調べるとともに、硬度（ビッカース
硬さ）、引張強さ及び破断伸びを測定して、結果を表１
に示す。また表１から得られるＣとＳｉの量に対する組
織の関係を図８に、ＣとＳｉの量に対する破断伸びの関
係を図９に示す。なお、図８と図９において、「実」は
「実施例」を意味し「比」は「比較例」を意味する。
【００１７】なお実施例４、実施例５、実施例６、比較
例２及び比較例４で得られた試験片のナイタルエッチン
グ後の光学顕微鏡写真（４００倍）を図１〜５にそれぞ
れ示す。実施例４（図１）では、パーライト地のフェラ
イト中に微細な球状黒鉛が析出している。実施例５（図
２）では、フェライトとパーライト地に微細な球状黒鉛
が析出している。実施例６（図３）では、フェライト地
に微細な球状黒鉛が析出している。
例２及び比較例４で得られた試験片のナイタルエッチン
グ後の光学顕微鏡写真（４００倍）を図１〜５にそれぞ
れ示す。実施例４（図１）では、パーライト地のフェラ
イト中に微細な球状黒鉛が析出している。実施例５（図
２）では、フェライトとパーライト地に微細な球状黒鉛
が析出している。実施例６（図３）では、フェライト地
に微細な球状黒鉛が析出している。
【００１８】一方、比較例２（図４）では、Ｓｉ量が少
ないためセメンタイトが晶出している。また比較例４
（図５）では、Ｃ量が多いためセメンタイトが晶出して
いる。
ないためセメンタイトが晶出している。また比較例４
（図５）では、Ｃ量が多いためセメンタイトが晶出して
いる。
【００１９】
【表１】
【００２０】（評価）表１及び図１〜９より、実施例で
得られた鋳鋼は全て微細球状黒鉛が析出し、またマトリ
クスはＳｉの増加につれてパーライトからフェライトに
変化していることがわかる。そしてその結果、実施例で
得られた鋳鋼はいずれも良好な強度・延性を有している
ことが明らかである。
得られた鋳鋼は全て微細球状黒鉛が析出し、またマトリ
クスはＳｉの増加につれてパーライトからフェライトに
変化していることがわかる。そしてその結果、実施例で
得られた鋳鋼はいずれも良好な強度・延性を有している
ことが明らかである。
【００２１】これに対して比較例１では、Ｃ量が少な過
ぎてセメンタイトが析出し、強度・延性が低下してい
る。また比較例２では、Ｓｉが少ないため黒鉛化能が低
下してセメンタイトが生成し、やはり強度・延性共に低
い。比較例３ではＳｉが多過ぎるため、組織的には球状
黒鉛組織となっているものの延性が非常に低い。そして
比較例４ではＣが多過ぎるため、セメンタイトが析出し
強度・延性共に低くなっている。 （実施例１０〜１２・比較例５〜６）次に、実施例５と
同様の組成の溶湯を用い、表２に示すように、鋳型材の
種類を変えることで凝固直前の冷却速度を５〜３５０℃
／秒の間でそれぞれ選択して、それぞれ鋳造を行った。
冷却速度を大きくするためには銅製の金型を用い、冷却
速度を小さくするためには砂鋳型を用いている。
ぎてセメンタイトが析出し、強度・延性が低下してい
る。また比較例２では、Ｓｉが少ないため黒鉛化能が低
下してセメンタイトが生成し、やはり強度・延性共に低
い。比較例３ではＳｉが多過ぎるため、組織的には球状
黒鉛組織となっているものの延性が非常に低い。そして
比較例４ではＣが多過ぎるため、セメンタイトが析出し
強度・延性共に低くなっている。 （実施例１０〜１２・比較例５〜６）次に、実施例５と
同様の組成の溶湯を用い、表２に示すように、鋳型材の
種類を変えることで凝固直前の冷却速度を５〜３５０℃
／秒の間でそれぞれ選択して、それぞれ鋳造を行った。
冷却速度を大きくするためには銅製の金型を用い、冷却
速度を小さくするためには砂鋳型を用いている。
【００２２】得られた鋳造品のインゴットから試験片を
切り出し、顕微鏡観察でその組織とＣ形態を調べるとと
もに、硬度（ビッカース硬さ）、引張強さ及び破断伸び
を測定して、結果を表２に示す。また冷却速度と破断伸
びの関係を図１０に示す。なお、図１０において「実」
は「実施例」を意味し、「比」は「比較例」を意味す
る。
切り出し、顕微鏡観察でその組織とＣ形態を調べるとと
もに、硬度（ビッカース硬さ）、引張強さ及び破断伸び
を測定して、結果を表２に示す。また冷却速度と破断伸
びの関係を図１０に示す。なお、図１０において「実」
は「実施例」を意味し、「比」は「比較例」を意味す
る。
【００２３】なお比較例５及び比較例６で得られた試験
片のナイタルエッチング後の光学顕微鏡写真（４００
倍）を図６〜７にそれぞれ示す。比較例５（図６）で
は、冷却速度が大き過ぎるためにマルテンサイトが生成
している。また比較例６（図７）では、冷却速度が小さ
過ぎるためセメンタイトが析出している。
片のナイタルエッチング後の光学顕微鏡写真（４００
倍）を図６〜７にそれぞれ示す。比較例５（図６）で
は、冷却速度が大き過ぎるためにマルテンサイトが生成
している。また比較例６（図７）では、冷却速度が小さ
過ぎるためセメンタイトが析出している。
【００２４】
【表２】
【００２５】（評価）表２より、冷却速度が１０〜２４
９℃／秒の範囲では球状黒鉛が析出し、良好な強度と延
性が得られている。これに対し比較例５では、冷却速度
が大きすぎるため黒鉛及びセメンタイトの生成が阻止さ
れてマルテンサイトが生じ、それにより延性が低下して
いる。また比較例６では、冷却速度が小さ過ぎるためセ
メンタイトが生成し、やはり延性が低下している。
９℃／秒の範囲では球状黒鉛が析出し、良好な強度と延
性が得られている。これに対し比較例５では、冷却速度
が大きすぎるため黒鉛及びセメンタイトの生成が阻止さ
れてマルテンサイトが生じ、それにより延性が低下して
いる。また比較例６では、冷却速度が小さ過ぎるためセ
メンタイトが生成し、やはり延性が低下している。
【００２６】また図１０より、良好な延性を示す鋳鋼を
得るのに最適な冷却速度が存在することが明らかであ
る。
得るのに最適な冷却速度が存在することが明らかであ
る。
【００２７】
【発明の効果】すなわち本発明の製造方法によれば、冷
却速度の調整だけで微細球状黒鉛を析出させることがで
きるので、黒鉛球状化能をもつ高価な元素を用いる必要
がなくコストを低減することができる。また熱処理など
も不要であり、金型内で冷却する鋳放し状態で、強度・
靱性に優れた鋳鋼を極めて容易に製造することができ
る。
却速度の調整だけで微細球状黒鉛を析出させることがで
きるので、黒鉛球状化能をもつ高価な元素を用いる必要
がなくコストを低減することができる。また熱処理など
も不要であり、金型内で冷却する鋳放し状態で、強度・
靱性に優れた鋳鋼を極めて容易に製造することができ
る。
【図１】本発明の実施例４で得られた鋳鋼の結晶構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図２】本発明の実施例５で得られた鋳鋼の結晶構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図３】本発明の実施例６で得られた鋳鋼の結晶構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図４】本発明の比較例１で得られた鋳鋼の結晶構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図５】本発明の比較例４で得られた鋳鋼の結晶構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図６】本発明の比較例５で得られた鋳鋼の結晶構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図７】本発明の比較例６で得られた鋳鋼の結晶構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図８】炭素量及び珪素量と得られる鋳鋼の組織との関
係を示す線図である。
係を示す線図である。
【図９】炭素量及び珪素量と破断伸びとの関係を示す線
図である。
図である。
【図１０】炭素量及び珪素量が一定の場合の冷却速度と
破断伸びとの関係を示す線図である。
破断伸びとの関係を示す線図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年７月１８日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
【手続補正２】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図２
【補正方法】変更
【補正内容】
【図２】
【手続補正３】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図３
【補正方法】変更
【補正内容】
【図３】
【手続補正４】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図４
【補正方法】変更
【補正内容】
【図４】
【手続補正５】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図５
【補正方法】変更
【補正内容】
【図５】
【手続補正６】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図６
【補正方法】変更
【補正内容】
【図６】
【手続補正７】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図７
【補正方法】変更
【補正内容】
【図７】
Claims (2)
- 【請求項１】 炭素（Ｃ）１．２〜１．８重量％，珪素
（Ｓｉ）２．５〜４．５重量％，残部鉄（Ｆｅ）及び不
可避の不純物からなる黒鉛鋳鋼の溶湯を金型内にて１０
〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする
微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法。 - 【請求項２】 炭素（Ｃ）１．５〜１．８重量％，珪素
（Ｓｉ）３．５〜４．５重量％，残部鉄（Ｆｅ）及び不
可避の不純物からなる黒鉛鋳鋼の溶湯を金型内にて１０
〜５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする微
細球状黒鉛鋳鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16232294A JPH0827537A (ja) | 1994-07-14 | 1994-07-14 | 微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16232294A JPH0827537A (ja) | 1994-07-14 | 1994-07-14 | 微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0827537A true JPH0827537A (ja) | 1996-01-30 |
Family
ID=15752336
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16232294A Pending JPH0827537A (ja) | 1994-07-14 | 1994-07-14 | 微細球状黒鉛鋳鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0827537A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20210073208A (ko) * | 2019-12-10 | 2021-06-18 | 주식회사 진흥주물 | 고강도 및 고인성을 갖는 페라이트계 주철합금 |
-
1994
- 1994-07-14 JP JP16232294A patent/JPH0827537A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20210073208A (ko) * | 2019-12-10 | 2021-06-18 | 주식회사 진흥주물 | 고강도 및 고인성을 갖는 페라이트계 주철합금 |
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