JPS5827951A - 耐熱性球状黒鉛オ−ステナイト鋳鉄 - Google Patents
耐熱性球状黒鉛オ−ステナイト鋳鉄Info
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- JPS5827951A JPS5827951A JP12717781A JP12717781A JPS5827951A JP S5827951 A JPS5827951 A JP S5827951A JP 12717781 A JP12717781 A JP 12717781A JP 12717781 A JP12717781 A JP 12717781A JP S5827951 A JPS5827951 A JP S5827951A
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- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
- F02B—INTERNAL-COMBUSTION PISTON ENGINES; COMBUSTION ENGINES IN GENERAL
- F02B1/00—Engines characterised by fuel-air mixture compression
- F02B1/02—Engines characterised by fuel-air mixture compression with positive ignition
- F02B1/04—Engines characterised by fuel-air mixture compression with positive ignition with fuel-air mixture admission into cylinder
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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】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】
この発明は耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｍｎ−８ｉ系オース
テナイＩ・組織の球状黒鉛鋳鉄に係る。
テナイＩ・組織の球状黒鉛鋳鉄に係る。
近年ディーゼルエンジンやガソリンエンジンの高出力化
に伴ない排気ガス温度が上昇し、これに伴ｆ、につでタ
ーボチャージャケーシングの使用条件もきびしくなって
来ている。このため従来使われて来た球状黒鉛鋳鉄や珪
素含有数の高い耐熱球状黒鉛鋳鉄ではターボチャージャ
ケーシング材料としては不充分になり、その代りｌこオ
ーステナイト基地組織のニレジスト球状黒鉛鋳鉄が使用
されるようになって来た。然しなから周知のきおりニレ
ジスト鋳鉄にはＮｉが多量に配合されており、そのうぢ
でも最も安価なＡ８ＴＭ規格のニレジストＤ２でさえＮ
ｉカ月８〜２０％含まれている。従ってＮｉの一部をオ
ーステナイト形成元素であるＭｎで置き替えることによ
ってＮｉの使用量を減らすことができれば材料費を大幅
に低減できることになる。
に伴ない排気ガス温度が上昇し、これに伴ｆ、につでタ
ーボチャージャケーシングの使用条件もきびしくなって
来ている。このため従来使われて来た球状黒鉛鋳鉄や珪
素含有数の高い耐熱球状黒鉛鋳鉄ではターボチャージャ
ケーシング材料としては不充分になり、その代りｌこオ
ーステナイト基地組織のニレジスト球状黒鉛鋳鉄が使用
されるようになって来た。然しなから周知のきおりニレ
ジスト鋳鉄にはＮｉが多量に配合されており、そのうぢ
でも最も安価なＡ８ＴＭ規格のニレジストＤ２でさえＮ
ｉカ月８〜２０％含まれている。従ってＮｉの一部をオ
ーステナイト形成元素であるＭｎで置き替えることによ
ってＮｉの使用量を減らすことができれば材料費を大幅
に低減できることになる。
従来もＮｉのほかにＭｎを添加して基地をオ−ステナイ
ト組織とした鋳鉄は知られている（例えばＤ Ｉ Ｎ
ＧＧＧ−Ｎｉ −Ｍｎ １３７、Ｇ Ｇ Ｇ −Ｎ ｉ
−Ｍ１１２３４ ）。しかしながらこれらはオーステ
ナイト組織を得るためＮｉ、 Ｍｎ、 ８ｉ 含有量の
相互的な関係を定めたものではなく、また３ｉ の靭性
に対する効果を考えていない。従って、単にかたい遊離
炭化物の晶出によって切削性や耐食性が阻害されるとい
う理由で非磁性用材料さして使用されているに過ぎない
。
ト組織とした鋳鉄は知られている（例えばＤ Ｉ Ｎ
ＧＧＧ−Ｎｉ −Ｍｎ １３７、Ｇ Ｇ Ｇ −Ｎ ｉ
−Ｍ１１２３４ ）。しかしながらこれらはオーステ
ナイト組織を得るためＮｉ、 Ｍｎ、 ８ｉ 含有量の
相互的な関係を定めたものではなく、また３ｉ の靭性
に対する効果を考えていない。従って、単にかたい遊離
炭化物の晶出によって切削性や耐食性が阻害されるとい
う理由で非磁性用材料さして使用されているに過ぎない
。
Ｎｉ含有敬がこれらのオーステナイト鋳鉄よりも少なく
、Ｍｎが３％以上含有され、かつＳｉ含有量が３％を超
えるオーステナイト鋳鉄は見当らない。ところで鋳鉄に
Ｍｎを多ｉｔこ添加すると比較的大きなＭｎ炭化物が形
成され易く、鋳放しのままでは硬さが高く、伸びも悪く
なり、或いはＮｉを少なくしたため基地組織が不安定に
なり易い。従って加工によってマルテンサイト変態を起
し易く、切削性が悪い等の問題点がある。
、Ｍｎが３％以上含有され、かつＳｉ含有量が３％を超
えるオーステナイト鋳鉄は見当らない。ところで鋳鉄に
Ｍｎを多ｉｔこ添加すると比較的大きなＭｎ炭化物が形
成され易く、鋳放しのままでは硬さが高く、伸びも悪く
なり、或いはＮｉを少なくしたため基地組織が不安定に
なり易い。従って加工によってマルテンサイト変態を起
し易く、切削性が悪い等の問題点がある。
本発明は上記のような各種問題点を解決するオーステナ
イト基地の球状黒鉛鋳鉄を提供するととを目的とし、 Ｃ２，Ｏ〜３．８％、Ｍｎ３〜１５％、Ｎｉ ４〜３２
％、Ｓｉ ３〜７％で、かつ （イ）Ｓｉ ３％超、４２１％以下の範囲で（Ｎｉ＋７
） （Ｍｎ＋３ ）≧１２８ｉ＋６５６ Ｎ ｉ −０，５Ｍｎ量８−Ｔ” の両式で示される範囲内のＮｉおよびＭｎ含有量、なら
びに Ｃ口）ｓ＋ｔ２ｉ％超、７％以下の範囲で、（Ｎｉ＋７
） （Ｍｎ＋３ ）≧ｔ２ｓｉ＋６ｓＳｔ≦０．０５
（Ｎｉ−０，５Ｍｎ）２＋４．２の両式で示される範
囲内のＮｉおよびＭｎ含有量、ならびにＣａ 、Ｍｇお
よび希土類元素（ＲＥで示す）より成る黒鉛球状化処理
元素のうち一種もしくはニ種以上を０．２％以下、残部
実質的にＦｅおよび不純物より成る伸びが大きく、耐熱
性良好な球状黒鉛オーステナイト鋳鉄に係る。（なお本
明細書ではパーセントは重量パーセントを示す。）本発
明に係るオーステナイト鋳鉄においてはＣ含有量は２．
０〜３．８％とする。これが２％より少なくでは鋳造性
が悪くなるし、一方これが多くなるに従って晶出する黒
鉛量が多くなり機械的性質を損なうようになるので３．
８％を上限とする。
イト基地の球状黒鉛鋳鉄を提供するととを目的とし、 Ｃ２，Ｏ〜３．８％、Ｍｎ３〜１５％、Ｎｉ ４〜３２
％、Ｓｉ ３〜７％で、かつ （イ）Ｓｉ ３％超、４２１％以下の範囲で（Ｎｉ＋７
） （Ｍｎ＋３ ）≧１２８ｉ＋６５６ Ｎ ｉ −０，５Ｍｎ量８−Ｔ” の両式で示される範囲内のＮｉおよびＭｎ含有量、なら
びに Ｃ口）ｓ＋ｔ２ｉ％超、７％以下の範囲で、（Ｎｉ＋７
） （Ｍｎ＋３ ）≧ｔ２ｓｉ＋６ｓＳｔ≦０．０５
（Ｎｉ−０，５Ｍｎ）２＋４．２の両式で示される範
囲内のＮｉおよびＭｎ含有量、ならびにＣａ 、Ｍｇお
よび希土類元素（ＲＥで示す）より成る黒鉛球状化処理
元素のうち一種もしくはニ種以上を０．２％以下、残部
実質的にＦｅおよび不純物より成る伸びが大きく、耐熱
性良好な球状黒鉛オーステナイト鋳鉄に係る。（なお本
明細書ではパーセントは重量パーセントを示す。）本発
明に係るオーステナイト鋳鉄においてはＣ含有量は２．
０〜３．８％とする。これが２％より少なくでは鋳造性
が悪くなるし、一方これが多くなるに従って晶出する黒
鉛量が多くなり機械的性質を損なうようになるので３．
８％を上限とする。
Ｍｎ含有量について言えば本発明ではＮｉの一部をＭｎ
で置きかえてＮｉの使用量を減らすことを目的としてお
り、後述するよう１こＭｎのＮｉ当量は０，５であるか
らＭｎ量が余りに少なくては認めるほどのＮ蓋の節約に
はならない。よってＭｎ含有量は３％以上とし、また多
過ぎてはＭｎ炭化物が多量に析出して機械的性質を低下
させるので上限は１５％きする。
で置きかえてＮｉの使用量を減らすことを目的としてお
り、後述するよう１こＭｎのＮｉ当量は０，５であるか
らＭｎ量が余りに少なくては認めるほどのＮ蓋の節約に
はならない。よってＭｎ含有量は３％以上とし、また多
過ぎてはＭｎ炭化物が多量に析出して機械的性質を低下
させるので上限は１５％きする。
Ｎｉ含有甘せ４％以下では伸びが５％以下になるので下
限は４％とし、一方従来のオーステナイト鋳鉄ではＮｉ
含有量の上限を３６％とするものもあるが、本発明では
Ｎｉと共存するＭｎ１８ｉの効果からＮｉ の節約を目
的としており、Ｎｉを３０％以上としても耐熱性や機械
的性質の改善はそれに比例して大きくはならず、かえっ
て価格の上昇を来たすだけなので本発明においてはＮｉ
含有量の上限は３２％とし、好ましくは３０％とする。
限は４％とし、一方従来のオーステナイト鋳鉄ではＮｉ
含有量の上限を３６％とするものもあるが、本発明では
Ｎｉと共存するＭｎ１８ｉの効果からＮｉ の節約を目
的としており、Ｎｉを３０％以上としても耐熱性や機械
的性質の改善はそれに比例して大きくはならず、かえっ
て価格の上昇を来たすだけなので本発明においてはＮｉ
含有量の上限は３２％とし、好ましくは３０％とする。
Ｓ’含有ｔについては後述する第３〜４図から判るよう
におよそＳｉ ３％以上で本願鋳鉄の機械的性質に及
ぼすＭｎ炭化物の影響を緩和する効果が認められる。一
方、これが７％以上になると８１−Ｍｎ炭化物が多くな
り過ぎ、第４図からも明らかなように伸びが著しく低下
するようになるので７％を上限とする。
におよそＳｉ ３％以上で本願鋳鉄の機械的性質に及
ぼすＭｎ炭化物の影響を緩和する効果が認められる。一
方、これが７％以上になると８１−Ｍｎ炭化物が多くな
り過ぎ、第４図からも明らかなように伸びが著しく低下
するようになるので７％を上限とする。
そのほかに本発明のオーステナイト鋳鉄は球状黒鉛鋳鉄
であり、Ｃ，、Ｍｇ、希土類元素等の球状化処理元素の
一つまたは二つ以上を０．２％以下含有している。
であり、Ｃ，、Ｍｇ、希土類元素等の球状化処理元素の
一つまたは二つ以上を０．２％以下含有している。
更に不純物としておよそＰｏ、０４％以下、８０４０２
％以下含有することは通例のとおりである。
％以下含有することは通例のとおりである。
本発明ｔこ係る鋳鉄では伸びを５％以上とする。
その理由は本鋳鉄は排気ガス圧力や熱サイクル等ヤ
厳しい条件にさらされる例えばターボチャージｌケーシ
ングの材料として使用されることを考慮して、これら条
件に充分耐えるだけの靭性が必要である。従って伸びの
最低限を５％とするのが適当であると判断されたからで
ある。
ングの材料として使用されることを考慮して、これら条
件に充分耐えるだけの靭性が必要である。従って伸びの
最低限を５％とするのが適当であると判断されたからで
ある。
初で上記のようなＣおよびＳ １ ｓ Ｍｎ ｓ Ｎ
＋それぞれ嘔独に規定された含有範囲内でＳｉ、Ｍｎ。
＋それぞれ嘔独に規定された含有範囲内でＳｉ、Ｍｎ。
Ｎｉ三者が協同して存在する本発明に係るオーステナイ
ト鋳鉄の組成範囲は次のとおりである。
ト鋳鉄の組成範囲は次のとおりである。
まず本願鋳鉄をオースブナイト組織表する要件について
述べる。本発明者はＣ２，ＯＬ−３，８％の範囲内でＮ
ｉ 、Ｍｎ 、Ｓｉ含有叶と基地組織との関係を定叶的
に求めることについて種々研究し、常温でオーステナイ
ト組織であり、鋳放しまたは熱処理によって十分な伸び
が得られ、かつ耐熱性良好なＮｊ 、 Ｍｎ 、 Ｓｉ
組成領域を相互に関連させて求める方法を開発した。
述べる。本発明者はＣ２，ＯＬ−３，８％の範囲内でＮ
ｉ 、Ｍｎ 、Ｓｉ含有叶と基地組織との関係を定叶的
に求めることについて種々研究し、常温でオーステナイ
ト組織であり、鋳放しまたは熱処理によって十分な伸び
が得られ、かつ耐熱性良好なＮｊ 、 Ｍｎ 、 Ｓｉ
組成領域を相互に関連させて求める方法を開発した。
ところで合金元素の種類とその含有量から鉄鋼の基地組
織を判定するシエフラー組織図は鋳鉄に対してはＣ含有
液が多いため使用することができない。通例、鋳鉄には
Ｎｉ当量の計算からＣの項を除いた式を使っているので
、これによって実験結果を整理すると第１図の如くにな
り、図中のＰ領域には（オーステナイトＡ＋マルテンザ
イｌ−Ｍ）組織のほかに（オーステナイトＡ＋マンガン
炭化物ＣＭ ）組織が混在することが判ったが、これら
の区別は単にこの方法によっては判別できない。
織を判定するシエフラー組織図は鋳鉄に対してはＣ含有
液が多いため使用することができない。通例、鋳鉄には
Ｎｉ当量の計算からＣの項を除いた式を使っているので
、これによって実験結果を整理すると第１図の如くにな
り、図中のＰ領域には（オーステナイトＡ＋マルテンザ
イｌ−Ｍ）組織のほかに（オーステナイトＡ＋マンガン
炭化物ＣＭ ）組織が混在することが判ったが、これら
の区別は単にこの方法によっては判別できない。
これを第２図に示すように縦軸にＮｉ 、 Ｍｎ含有敬
に関連させた値、横軸にＳｉ含有量をとって整理すれば
、基地組織がオーステナイトＡまたは（オーステナイト
Ａ 十Ｍｎ炭化物ＣＭ）である領域を０２．０〜３．８
％、８ｉ ３〜７％の範囲で次式によって求めること
ができる。（ただし式中Ｎｉ１Ｍｎ１Ｓｉはそれぞれ含
有量（％）を示す。以下同じ） （Ｎｉ＋７）（Ｍｎ−＋−３）≧１ ２ ｓｉ ＋６
５−・・式（１）次に、伸びを大きくするためにはＭ
ｎ炭化物を少なくすることが必要である。従来の鋳鉄中
のＳｉ含有量はおよそ２〜３％であり、これより多くな
るとフェライト系鋳鉄では基地のフェライトが脆化して
伸びが著しく低下する。しかしながらオーステナイト鋳
鉄ではフェライト鋳鉄に比して基地の脆化が少なく、か
えってＭｎが多縦に含まれている場合にはＳｌが３％以
上含まれるとＭｎ炭化物の影響の緩和に効果があるこ吉
が発明者の研究によって明らかになった。例えば第３図
は硬さとＮｉ含有量、第４図は伸びとＳｉ含有量との関
係の一例を示しているが、Ｎｉ含有量が減り、Ｍｎ含有
量が多くなるほど硬さの極小値がＳｉ含有量の多い方へ
移り、同様に伸びの極大値もＳｉ含有Ｆ七の多い方へ移
っている。すなわちＭｎ含有量の増加に伴なうＭｎ炭化
物の伸びに対する影響がＳｉ の添加によって緩和され
ていることが認められる。
に関連させた値、横軸にＳｉ含有量をとって整理すれば
、基地組織がオーステナイトＡまたは（オーステナイト
Ａ 十Ｍｎ炭化物ＣＭ）である領域を０２．０〜３．８
％、８ｉ ３〜７％の範囲で次式によって求めること
ができる。（ただし式中Ｎｉ１Ｍｎ１Ｓｉはそれぞれ含
有量（％）を示す。以下同じ） （Ｎｉ＋７）（Ｍｎ−＋−３）≧１ ２ ｓｉ ＋６
５−・・式（１）次に、伸びを大きくするためにはＭ
ｎ炭化物を少なくすることが必要である。従来の鋳鉄中
のＳｉ含有量はおよそ２〜３％であり、これより多くな
るとフェライト系鋳鉄では基地のフェライトが脆化して
伸びが著しく低下する。しかしながらオーステナイト鋳
鉄ではフェライト鋳鉄に比して基地の脆化が少なく、か
えってＭｎが多縦に含まれている場合にはＳｌが３％以
上含まれるとＭｎ炭化物の影響の緩和に効果があるこ吉
が発明者の研究によって明らかになった。例えば第３図
は硬さとＮｉ含有量、第４図は伸びとＳｉ含有量との関
係の一例を示しているが、Ｎｉ含有量が減り、Ｍｎ含有
量が多くなるほど硬さの極小値がＳｉ含有量の多い方へ
移り、同様に伸びの極大値もＳｉ含有Ｆ七の多い方へ移
っている。すなわちＭｎ含有量の増加に伴なうＭｎ炭化
物の伸びに対する影響がＳｉ の添加によって緩和され
ていることが認められる。
これらの関係からＮｉおよびＭｎ含有量に対し、Ｍｎ炭
化物量の低下、またはＭｎ炭化物の本願鋳鉄の伸びに対
する影響の緩和に最も効果のある８ｉ含有惜の関係を求
めると次式で表わされる。
化物量の低下、またはＭｎ炭化物の本願鋳鉄の伸びに対
する影響の緩和に最も効果のある８ｉ含有惜の関係を求
めると次式で表わされる。
Ｎｉ−０，５Ｍｎ＝３Ｏ−７Ｓｉ −−・−−−
式（２ンこの式の直線を第５図において直線Ａ）３で示
しである。
式（２ンこの式の直線を第５図において直線Ａ）３で示
しである。
次に式（２）を基準にしてＮｉ 、Ｍｎ 、 Ｓｉに対
し伸びが５％以上になる境界線を９５０℃×２ｈｒ加熱
後、炉冷した試料による実験値に基づいて求めると次式
で示される。すなわち 直線ＡＢよりもＳｉ含有緻の低い範囲において６ Ｎｉ−０，５Ｍｎ−廚−８・・・・・・式（３−１）、
また直線ＡＢよりもＮｉ含有量の多い範囲においては Ｓ ｉ＝０．０５ （Ｎｉ −０，５Ｍｎ ）２＋４．
２一式（３−２）、すなわち第５図において式（２）の
直線ＡＢと式（３−１）の曲線との交点Ｃで示されるＳ
ｉ量４２１％よりも小で、かつ式（３−１）で示される
曲線よりも上の領域および式（２）の直線ＡＢと式（３
−２）の曲線との交点Ｃで示されるＳｉ量４．２１％よ
りも大で、かつ式（３−２）で示される曲線よりも上の
領域においてＮｉ １Ｍｎ 、Ｓｉ量の組合せの組成で
あれば伸びが５％以上になる。
し伸びが５％以上になる境界線を９５０℃×２ｈｒ加熱
後、炉冷した試料による実験値に基づいて求めると次式
で示される。すなわち 直線ＡＢよりもＳｉ含有緻の低い範囲において６ Ｎｉ−０，５Ｍｎ−廚−８・・・・・・式（３−１）、
また直線ＡＢよりもＮｉ含有量の多い範囲においては Ｓ ｉ＝０．０５ （Ｎｉ −０，５Ｍｎ ）２＋４．
２一式（３−２）、すなわち第５図において式（２）の
直線ＡＢと式（３−１）の曲線との交点Ｃで示されるＳ
ｉ量４２１％よりも小で、かつ式（３−１）で示される
曲線よりも上の領域および式（２）の直線ＡＢと式（３
−２）の曲線との交点Ｃで示されるＳｉ量４．２１％よ
りも大で、かつ式（３−２）で示される曲線よりも上の
領域においてＮｉ １Ｍｎ 、Ｓｉ量の組合せの組成で
あれば伸びが５％以上になる。
なお鋳放しのままで伸び５％以上を示す領域について言
えば、同様にして求めた ８ Ｎｉ−０，５Ｍｎ−５−７−１０，４・・・式（４−１
）Ｓ ｉ ＝ ０．０２（Ｎｉ−０，５Ｍｎ ）２＋４
．１−・・式（４−２）と直線ＡＢとの交点りは近似的
に同じでそのＳｉの量は４．１３％であるから、Ｓｉが
３％超、４．１３％以下の範囲では式（４−１）で示さ
れる曲線より上の領域、およびＳｌが４，１３％超、７
％以下の範囲では式（４−２）で示される曲線より上の
領域になり、従ってこの領域内においてＮｉ 、 Ｍｎ
１Ｓｉ ｆｌの組合せの組成であれば伸びが５％以−Ｆ
になる。
えば、同様にして求めた ８ Ｎｉ−０，５Ｍｎ−５−７−１０，４・・・式（４−１
）Ｓ ｉ ＝ ０．０２（Ｎｉ−０，５Ｍｎ ）２＋４
．１−・・式（４−２）と直線ＡＢとの交点りは近似的
に同じでそのＳｉの量は４．１３％であるから、Ｓｉが
３％超、４．１３％以下の範囲では式（４−１）で示さ
れる曲線より上の領域、およびＳｌが４，１３％超、７
％以下の範囲では式（４−２）で示される曲線より上の
領域になり、従ってこの領域内においてＮｉ 、 Ｍｎ
１Ｓｉ ｆｌの組合せの組成であれば伸びが５％以−Ｆ
になる。
黒鉛球状化処理剤としては通例のＣａ−８１−Ｍｇ合金
を用いても良いし、或いはＣａ−８ｉＣａ−８ｉ−合金
を用いても良い。Ｉｌｌ’：の入った球状化処理剤を用
いると球状黒鉛が細かくなり、Ｍｎ炭化物も細かく分散
される結果機械的性質が改善される。
を用いても良いし、或いはＣａ−８ｉＣａ−８ｉ−合金
を用いても良い。Ｉｌｌ’：の入った球状化処理剤を用
いると球状黒鉛が細かくなり、Ｍｎ炭化物も細かく分散
される結果機械的性質が改善される。
ＩＪはフエライ［−系球状黒鉛鋳鉄Ｉこは一般に使用さ
れているが、上記のような目的で使用されている例は見
当らない。
れているが、上記のような目的で使用されている例は見
当らない。
ＣａＣａ−８Ｉ−・几Ｅ合金の球状化処理剤を使用した
場合、前述したと同様にして鋳放しのままの試料につい
て５％以上の伸びを示す領域を求めると第５図において
、 Ｓｉ ３％超、４．１４％以下の場合およびＳｉ４．
１４超、７％以下の場合５ｉ＝０．０２５（Ｎｉ−０，
５Ｍｎ）２＋４．１ − 式（５−２）で示される曲線
より上の領域であって、（４−１）、（４−２）曲線と
比べるとＣａ−８１−Ｍｇ系球状化処理剤の場合よりも
伸び５％以上の領域が拡大されたことが判る。
場合、前述したと同様にして鋳放しのままの試料につい
て５％以上の伸びを示す領域を求めると第５図において
、 Ｓｉ ３％超、４．１４％以下の場合およびＳｉ４．
１４超、７％以下の場合５ｉ＝０．０２５（Ｎｉ−０，
５Ｍｎ）２＋４．１ − 式（５−２）で示される曲線
より上の領域であって、（４−１）、（４−２）曲線と
比べるとＣａ−８１−Ｍｇ系球状化処理剤の場合よりも
伸び５％以上の領域が拡大されたことが判る。
次にＳｉ の耐熱性（耐酸化性）に及ぼす効果について
述べれば Ｓ ｉは耐酸化性を高める元素きして知られ
ている。本願のＮｉ−Ｍｎ−８ｉオーステナイト鋳鉄に
ついて大気中で行なった高温酸化試験の結果によればＮ
ｉ或いはＭｎ量の多少によって影響を受けることが少な
いが、Ｓｉｉの多少によって大きく影響を受ける。第６
図はその実験結果の一例を示すが、９００℃ｘ４８ｈｒ
大気中加熱の場合にＳｉ含有量と単位面積当り酸化増量
（”％’／ｃｒＡ ） との関係を示している。Ｎｉ
とＭｎとの量比が異なっても大きな差がな（、Ｓｉ量
の影響を大きく受けるこ吉が判る。ニレジスｌ−Ｄ ２
について同様に試験した結果を破線で示しである。
述べれば Ｓ ｉは耐酸化性を高める元素きして知られ
ている。本願のＮｉ−Ｍｎ−８ｉオーステナイト鋳鉄に
ついて大気中で行なった高温酸化試験の結果によればＮ
ｉ或いはＭｎ量の多少によって影響を受けることが少な
いが、Ｓｉｉの多少によって大きく影響を受ける。第６
図はその実験結果の一例を示すが、９００℃ｘ４８ｈｒ
大気中加熱の場合にＳｉ含有量と単位面積当り酸化増量
（”％’／ｃｒＡ ） との関係を示している。Ｎｉ
とＭｎとの量比が異なっても大きな差がな（、Ｓｉ量
の影響を大きく受けるこ吉が判る。ニレジスｌ−Ｄ ２
について同様に試験した結果を破線で示しである。
本発明の鋳鉄においてＳｔをおよそ４６５％以上含有す
ればニレジスト１）２よりも耐酸化性が良好になること
が判る。
ればニレジスト１）２よりも耐酸化性が良好になること
が判る。
以上述べたきころにより本発明に係るＮｉ−Ｍｎ・８１
鋳鉄において基池組織がオーステナイト組織であって、
伸びが５％以−ト、かつ耐酸化性が良好な鋳鉄の成分組
成を求めることができる。
鋳鉄において基池組織がオーステナイト組織であって、
伸びが５％以−ト、かつ耐酸化性が良好な鋳鉄の成分組
成を求めることができる。
実施例１゜
３ｉ３．６％でオーステナイト組織球状黒鉛鋳鉄のＮｉ
およびＭｎ含有量領域を求める。
およびＭｎ含有量領域を求める。
（１）オーステナイト組織であるため：式（１）の８１
に３．６を代入して （Ｎｉ ＋７ ） （Ｍｎ＋３ ）≧１２Ｘ３．６−１
−６５≧１０８．２ ・・・式（６） （２〕 次に伸びが５％以上であるため：６ （熱処理後）Ｎｉ−０，５Ｍｎ≧、 −１０，４≧−
０，４・・・式（６〜１） ％式％ ≧２．９４ ・・・式（６−２） 而してＭｌｌ ３〜１５％、Ｎｉ ４〜３２％、である
から所望の領域は第７図の斜線をひいた領域になる。
に３．６を代入して （Ｎｉ ＋７ ） （Ｍｎ＋３ ）≧１２Ｘ３．６−１
−６５≧１０８．２ ・・・式（６） （２〕 次に伸びが５％以上であるため：６ （熱処理後）Ｎｉ−０，５Ｍｎ≧、 −１０，４≧−
０，４・・・式（６〜１） ％式％ ≧２．９４ ・・・式（６−２） 而してＭｌｌ ３〜１５％、Ｎｉ ４〜３２％、である
から所望の領域は第７図の斜線をひいた領域になる。
この領域内にあり、かつＣ２，０〜３８％の本発明に係
るオーステナイト鋳鉄の一例を挙げれば第１表、第２表
中の試料（Ａ）であり、第１表は化学成分組成、第２表
は常温における機械的性質および金属組織を示す。
るオーステナイト鋳鉄の一例を挙げれば第１表、第２表
中の試料（Ａ）であり、第１表は化学成分組成、第２表
は常温における機械的性質および金属組織を示す。
第２表
注、※Ｉ ＳＩ年単位ナガパスカル
※２ 鋳放し、 ※３９５０℃×２ｈｒ、空冷試料（Ａ
）〜（’Ｉ） １ ）及び（ｌつの組織＝Ａ＋少量のＣ
Ｍ試ね（１）２）：Ａ＋細かな黒鉛 実施例２゜ 耐熱オーステナイト鋳鉄古して広く使用されているニレ
ジスｌ−Ｄ ２以上の耐酸化性を持ち、かつ伸び５％以
上のＮ１−Ｍｌｌ・Ｓ＋球状黒鉛オーステナイト鋳鉄の
組成を求める。
）〜（’Ｉ） １ ）及び（ｌつの組織＝Ａ＋少量のＣ
Ｍ試ね（１）２）：Ａ＋細かな黒鉛 実施例２゜ 耐熱オーステナイト鋳鉄古して広く使用されているニレ
ジスｌ−Ｄ ２以上の耐酸化性を持ち、かつ伸び５％以
上のＮ１−Ｍｌｌ・Ｓ＋球状黒鉛オーステナイト鋳鉄の
組成を求める。
第６図よりニレジス１−Ｄ２以上の耐酸化性を持つため
にはＳｉを４．５％以上含有しなければならない。
にはＳｉを４．５％以上含有しなければならない。
従って５ｉ＝４．５％の場合、
（１）オーステナイト組織：式（１）から（Ｎｉ＋７
） （Ｍｎ−１−３）≧１１９−・・式（７）％式％： （熱処理）二式（３−２）から ４．５≦０．０５（Ｎｉ−０，５Ｍｎ） ＋４．２（Ｎ
ｉ−０，５Ｍｎ）２≧６ 故に Ｎ ｉ −０，５Ｍｎ≧２．４５ −・・式（７
−１）（鋳放し）二式（４−２）から ４．５≦０．０２（Ｎｉ−０，５Ｍｎ）２＋４．１（Ｎ
ｉ−０，５Ｍｎ）２≧２０ 故に Ｎｉ−０，５Ｍｎ≧４．４７ −・・式（７−２
）Ｎｉ ４〜３２％、Ｍｎ３〜１５％で式（７）および
式（７−１）または式（７−２）を満足する領域は第８
図において曲線（７）より右側で、直線（７−１）また
は直線（７−２）より上、かつＮｉ ４〜３２％、Ｍｎ
３〜１５％の領域である。
） （Ｍｎ−１−３）≧１１９−・・式（７）％式％： （熱処理）二式（３−２）から ４．５≦０．０５（Ｎｉ−０，５Ｍｎ） ＋４．２（Ｎ
ｉ−０，５Ｍｎ）２≧６ 故に Ｎ ｉ −０，５Ｍｎ≧２．４５ −・・式（７
−１）（鋳放し）二式（４−２）から ４．５≦０．０２（Ｎｉ−０，５Ｍｎ）２＋４．１（Ｎ
ｉ−０，５Ｍｎ）２≧２０ 故に Ｎｉ−０，５Ｍｎ≧４．４７ −・・式（７−２
）Ｎｉ ４〜３２％、Ｍｎ３〜１５％で式（７）および
式（７−１）または式（７−２）を満足する領域は第８
図において曲線（７）より右側で、直線（７−１）また
は直線（７−２）より上、かつＮｉ ４〜３２％、Ｍｎ
３〜１５％の領域である。
この領域内の本発明に係るオーステナイト鋳鉄の例を挙
げると第１表および第２表の試料（ハ）および０である
。試料ＩＢ）ｌは鋳放しのまま、試料（０は９５０℃×
２１１ｒ１空冷後のものである。
げると第１表および第２表の試料（ハ）および０である
。試料ＩＢ）ｌは鋳放しのまま、試料（０は９５０℃×
２１１ｒ１空冷後のものである。
実施例３゜
第６図から判るようにＳ＋を多く含有させると酸化増量
は著しく減少する。一方、第４図から判るようにＳｉｌ
が多くなると伸びが減少する。これを避けるためにはＮ
ｉの含有割合を増すことが必要になる。
は著しく減少する。一方、第４図から判るようにＳｉｌ
が多くなると伸びが減少する。これを避けるためにはＮ
ｉの含有割合を増すことが必要になる。
耐酸化性に優れ、かつ鋳造性の良い本鋳鉄の例として５
ｉＣａ３％、鋳放しの場合を説明する。
ｉＣａ３％、鋳放しの場合を説明する。
前述したと同様にして
（１）オーステナイト組織とするため式（１）から（Ｎ
ｉ＋７ ） （Ｍｎ＋３ ）≧１４０．６ ・・・式
（８）（２）伸び５％以上とするため鋳放しの式（４−
２）から ６．３≦０．０２（Ｎｉ−０，５Ｍｎ） −１−４，
１（Ｎｉ−０，５Ｍｎ）２≧１１０ 故に Ｎｉ−０，５Ｍｎ≧１０．５ ・・・式（８−
２）Ｎ１４〜３２％、Ｍｎ３〜１５％で式（８）および
（８−２）を満足する領域は第９図において曲線（８）
より右側で直線（８−２）より上、かつＭｎ ３〜１５
％、Ｎｉ ４〜３２％の領域である。
ｉ＋７ ） （Ｍｎ＋３ ）≧１４０．６ ・・・式
（８）（２）伸び５％以上とするため鋳放しの式（４−
２）から ６．３≦０．０２（Ｎｉ−０，５Ｍｎ） −１−４，
１（Ｎｉ−０，５Ｍｎ）２≧１１０ 故に Ｎｉ−０，５Ｍｎ≧１０．５ ・・・式（８−
２）Ｎ１４〜３２％、Ｍｎ３〜１５％で式（８）および
（８−２）を満足する領域は第９図において曲線（８）
より右側で直線（８−２）より上、かつＭｎ ３〜１５
％、Ｎｉ ４〜３２％の領域である。
この領域内の本発明に係るオーステナイト鋳鉄の例を挙
げると第１表の試料０および第２表の試料（ＤＩ）、（
Ｄ２）である。第２表の試料（ＤＩ）は球状化処理剤き
してＣａ−８１−Ｍｇ合金を、試料（Ｄ２）はＣａ−８
ｉＣａ−８ｉ−合金を使用したもので、試料（Ｄ２）は
試料（Ｄｌ）に比して黒鉛がこまかく分布し、炭化物が
こまかくなったため引張り強さ、伸びおよび絞りが一段
と改善されていることが認められる。
げると第１表の試料０および第２表の試料（ＤＩ）、（
Ｄ２）である。第２表の試料（ＤＩ）は球状化処理剤き
してＣａ−８１−Ｍｇ合金を、試料（Ｄ２）はＣａ−８
ｉＣａ−８ｉ−合金を使用したもので、試料（Ｄ２）は
試料（Ｄｌ）に比して黒鉛がこまかく分布し、炭化物が
こまかくなったため引張り強さ、伸びおよび絞りが一段
と改善されていることが認められる。
第１０図は試料（ＤＩ）の、また第１１図は試料（Ｄ２
）の顕微鏡組織（ナイタルエツチ、５０倍）を示す写真
で、黒鉛および炭化物が試料（Ｄｌ）に比して試料（Ｄ
２）において顕著に細かに分散しているのが判る。
）の顕微鏡組織（ナイタルエツチ、５０倍）を示す写真
で、黒鉛および炭化物が試料（Ｄｌ）に比して試料（Ｄ
２）において顕著に細かに分散しているのが判る。
実施例４゜
５４−Ｍｎ−Ｎｉオーステナイト鋳鉄の耐酸化性を向上
させるためには第６図からも判るように、Ｓｉ含有量を
増せばよく、酸化増量を９００℃×４８ｈｒ 加熱で約
１０ｍｒ１０Ａ以下とするためにはＳｉ 含有量はおよ
そ６％以上とすればよく、一方このＳｉ含有量で下記対
比材と同様に約１０％以上の伸びを得るためにはＮｉ
：Ｍｎの比をおよそ３以上とすればよいことが第４図
から判る。
させるためには第６図からも判るように、Ｓｉ含有量を
増せばよく、酸化増量を９００℃×４８ｈｒ 加熱で約
１０ｍｒ１０Ａ以下とするためにはＳｉ 含有量はおよ
そ６％以上とすればよく、一方このＳｉ含有量で下記対
比材と同様に約１０％以上の伸びを得るためにはＮｉ
：Ｍｎの比をおよそ３以上とすればよいことが第４図
から判る。
このような考えからＤＩＮ ＧＧＧ−Ｎｉ 、５ｉ−Ｃ
ｒ３５５２（Ｃ５２％、Ｓｉ ４．０〜６．０％、Ｍ
ｎ０．５〜１．５％、Ｎｉ３４．Ｏ〜３６．０％、Ｃｒ
１．５〜２．５％）相当の本発明に係るＮ１・Ｓｊ−Ｍ
ｎ球状黒鉛鋳鉄として第１表の試料Ｅの化学組成を有す
る試料を溶製した。
ｒ３５５２（Ｃ５２％、Ｓｉ ４．０〜６．０％、Ｍ
ｎ０．５〜１．５％、Ｎｉ３４．Ｏ〜３６．０％、Ｃｒ
１．５〜２．５％）相当の本発明に係るＮ１・Ｓｊ−Ｍ
ｎ球状黒鉛鋳鉄として第１表の試料Ｅの化学組成を有す
る試料を溶製した。
これは対比材（ＤＩＮ ＧＧＧ−３５５２）よりもＮｉ
含有量を４〜ｂ 多く含有させ、Ｃｒを省いたものである。第２表に試料
Ｅおよび対比材（ＤＩＮ ＧＧＧ−３５５２）の機械的
性質の規格値を対比して示しておいた。なお同試料につ
いての酸化試験結果（９００℃ｘ４８ｈｒ）の結果は２
．０■／ｃＩＡであった。なお試料（ト）をＮｉｌＭｎ
含有量に関連させて第９図に示しである。
含有量を４〜ｂ 多く含有させ、Ｃｒを省いたものである。第２表に試料
Ｅおよび対比材（ＤＩＮ ＧＧＧ−３５５２）の機械的
性質の規格値を対比して示しておいた。なお同試料につ
いての酸化試験結果（９００℃ｘ４８ｈｒ）の結果は２
．０■／ｃＩＡであった。なお試料（ト）をＮｉｌＭｎ
含有量に関連させて第９図に示しである。
第２表から判るように本発明に係る試料Ｅは対比材の規
格値に対して強さはかなりに大きいにもかかわらず、伸
びおよび酸化増量は同一水準にある。すなわち対比材に
比してＮｉ含有量が約４〜ｂ よって同一水準の耐酸化性を有し、而も同一もしくは優
れた機械的性質を示すことが判る。
格値に対して強さはかなりに大きいにもかかわらず、伸
びおよび酸化増量は同一水準にある。すなわち対比材に
比してＮｉ含有量が約４〜ｂ よって同一水準の耐酸化性を有し、而も同一もしくは優
れた機械的性質を示すことが判る。
以上説明したように本発明ｌこ係る球状黒鉛オーステナ
イト鋳鉄は基地組織および伸びとＮｉ、Ｍｎ１８１合金
址りの相互的な関係を実験結果から求めた実験式に基づ
いて成分組成の組合せ範囲が決められているので、各成
分元素それぞれ単独の組成範囲で定められた通例のオー
ステナイト鋳鉄とは異なり、オーステナイト組織および
高い伸びきすぐれた耐熱性を確保することができる。
イト鋳鉄は基地組織および伸びとＮｉ、Ｍｎ１８１合金
址りの相互的な関係を実験結果から求めた実験式に基づ
いて成分組成の組合せ範囲が決められているので、各成
分元素それぞれ単独の組成範囲で定められた通例のオー
ステナイト鋳鉄とは異なり、オーステナイト組織および
高い伸びきすぐれた耐熱性を確保することができる。
その高Ｎｉ含有側では現在最も耐熱性に優れている鋳鉄
と言われているＤＩＮ ＧＧＯ−Ｎｉ−８ｉ・Ｃｒ３５
５２のＮｉ含有量のうち約５％およびＣｒをＭｎ約１０
％によって代替してＮｉ ３０％としても同等程度の機
械的性質と耐熱性（耐酸化性）を持たせることができる
。
と言われているＤＩＮ ＧＧＯ−Ｎｉ−８ｉ・Ｃｒ３５
５２のＮｉ含有量のうち約５％およびＣｒをＭｎ約１０
％によって代替してＮｉ ３０％としても同等程度の機
械的性質と耐熱性（耐酸化性）を持たせることができる
。
また従来耐熱鋳鉄として一般に使用されて来たＡＳＴＭ
ニレジストＤ２と比較してＮｉ含有量を１ およそ−〜−に減らしてもニレジストＤ２より優 ２ れた耐酸化性を持たせることができる。このように本発
明に係る鋳鉄は機械的性質および耐酸化性にすぐれた耐
熱鋳鉄として、また省Ｎｉ材料としてきわめて大きな効
果を有する。
ニレジストＤ２と比較してＮｉ含有量を１ およそ−〜−に減らしてもニレジストＤ２より優 ２ れた耐酸化性を持たせることができる。このように本発
明に係る鋳鉄は機械的性質および耐酸化性にすぐれた耐
熱鋳鉄として、また省Ｎｉ材料としてきわめて大きな効
果を有する。
第１図はオーステナイト組織を得るためのＮｉ当量計算
式によるダイアグラム、第２図は本発明のＮｉ−Ｍｎ−
８ｉ鋳鉄についてオーステナイト組織を得るためのダイ
アグラム、第３図は本願鋳鉄においてＮｉ含有量とＭｎ
含有量とを変えた場合のＳｉ含有量が硬さに及ぼす影響
を示すダイアグラム、第４図は同じく伸びに及ぼす影響
を示すダイアグラム、第５図は本発明に係るＮｉ−Ｍｎ
−８ｉ鋳鉄について伸び５％以上の領域を示すダイアグ
ラム、第６図は耐熱試験結果を示すダイアグラム、第７
図は本発明の実施例の成分組成範囲の領域を示すダイア
グラム、第８図は同じく他の実施例について同様なダイ
アグラム、第９図は同じくソノ他の実施例についての同
様なダイアグラム、第１０図は本発明に係るＮｉ−Ｍｎ
−８ｉオ一ステナイト球状黒鉛鋳鉄の一例の顕微鏡組織
を示す写真（５０倍）、第１１図は同じく他の例の顕微
鏡組織を示す写真（５０倍）である。 出願人代理人 弁理士 鴨志１）次 男第３図 第４図 第５ソ 第６図 Ｍｎ （％） 第９図 第１０図（ｘ５０） 第１／図 （ｘ５０）
式によるダイアグラム、第２図は本発明のＮｉ−Ｍｎ−
８ｉ鋳鉄についてオーステナイト組織を得るためのダイ
アグラム、第３図は本願鋳鉄においてＮｉ含有量とＭｎ
含有量とを変えた場合のＳｉ含有量が硬さに及ぼす影響
を示すダイアグラム、第４図は同じく伸びに及ぼす影響
を示すダイアグラム、第５図は本発明に係るＮｉ−Ｍｎ
−８ｉ鋳鉄について伸び５％以上の領域を示すダイアグ
ラム、第６図は耐熱試験結果を示すダイアグラム、第７
図は本発明の実施例の成分組成範囲の領域を示すダイア
グラム、第８図は同じく他の実施例について同様なダイ
アグラム、第９図は同じくソノ他の実施例についての同
様なダイアグラム、第１０図は本発明に係るＮｉ−Ｍｎ
−８ｉオ一ステナイト球状黒鉛鋳鉄の一例の顕微鏡組織
を示す写真（５０倍）、第１１図は同じく他の例の顕微
鏡組織を示す写真（５０倍）である。 出願人代理人 弁理士 鴨志１）次 男第３図 第４図 第５ソ 第６図 Ｍｎ （％） 第９図 第１０図（ｘ５０） 第１／図 （ｘ５０）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ２，０−３，８％、Ｍｎ３〜１５％、Ｎｉ ４〜３２
％、ＳＩ３’−７％でかつ （（） ｓｔ ３％超、４．２１％以下の範囲で（Ｎ
ｉ＋７ ） （Ｍｎ−ｔ−３）≧１２ｓｉ−＋−ｓｓ６ Ｎ ｉ −０，５Ｍｌｌ≧幻−８ の両式で示される範囲内のＮｉおよびＭｎ含有量、なら
びに 仲）Ｓｉ４．２１％超、７％以下の範囲で（Ｎｉ ＋７
） （Ｍｎ ＋３ ）≧１２Ｓトド６５Ｓｉ≦０．０
５ （Ｎｉ−０，５Ｍｎ）２＋４．２の両式で示される
範囲内のＮｉおよびＭｎ含有量、ならびにＣａ 、Ｍｇ
および希土類元素より成る黒鉛球状化処理元素のうち一
種もしくは二種以上を０．２％以下、残部実質的にＦｅ
および不純物より成る伸びが大きく、耐熱性良好な球状
黒鉛オーステナイト鋳鉄。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12717781A JPS6012417B2 (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 耐熱性球状黒鉛オ−ステナイト鋳鉄 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12717781A JPS6012417B2 (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 耐熱性球状黒鉛オ−ステナイト鋳鉄 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5827951A true JPS5827951A (ja) | 1983-02-18 |
| JPS6012417B2 JPS6012417B2 (ja) | 1985-04-01 |
Family
ID=14953569
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12717781A Expired JPS6012417B2 (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 耐熱性球状黒鉛オ−ステナイト鋳鉄 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6012417B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59145759A (ja) * | 1983-02-10 | 1984-08-21 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 耐熱性オ−ステナイト球状黒鉛鋳鉄 |
| WO2009028736A1 (ja) * | 2007-08-31 | 2009-03-05 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | オーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物および排気系部品 |
| WO2010090151A1 (ja) * | 2009-02-09 | 2010-08-12 | 北光金属工業株式会社 | 高マンガン球状黒鉛鋳鉄 |
| WO2011145339A1 (ja) | 2010-05-21 | 2011-11-24 | 株式会社豊田自動織機 | オーステナイト系鋳鉄、オーステナイト系鋳鉄鋳物およびその製造方法 |
| JP2020076115A (ja) * | 2018-11-05 | 2020-05-21 | 日之出水道機器株式会社 | オーステナイト鋳鉄 |
-
1981
- 1981-08-13 JP JP12717781A patent/JPS6012417B2/ja not_active Expired
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59145759A (ja) * | 1983-02-10 | 1984-08-21 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 耐熱性オ−ステナイト球状黒鉛鋳鉄 |
| JPS6249348B2 (ja) * | 1983-02-10 | 1987-10-19 | Ishikawajima Harima Heavy Ind | |
| WO2009028736A1 (ja) * | 2007-08-31 | 2009-03-05 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | オーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物および排気系部品 |
| JP5384352B2 (ja) * | 2007-08-31 | 2014-01-08 | 株式会社豊田自動織機 | オーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物および排気系部品 |
| WO2010090151A1 (ja) * | 2009-02-09 | 2010-08-12 | 北光金属工業株式会社 | 高マンガン球状黒鉛鋳鉄 |
| US8585837B2 (en) | 2009-02-09 | 2013-11-19 | Hokkou Metal Industry Co., Ltd. | High-manganese spheroidal graphite cast iron |
| WO2011145339A1 (ja) | 2010-05-21 | 2011-11-24 | 株式会社豊田自動織機 | オーステナイト系鋳鉄、オーステナイト系鋳鉄鋳物およびその製造方法 |
| JP5488941B2 (ja) * | 2010-05-21 | 2014-05-14 | 株式会社豊田自動織機 | オーステナイト系鋳鉄、オーステナイト系鋳鉄鋳物およびその製造方法 |
| US9567657B2 (en) | 2010-05-21 | 2017-02-14 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | Austenitic cast iron, austenitic-cast-iron cast product and manufacturing process for the same |
| JP2020076115A (ja) * | 2018-11-05 | 2020-05-21 | 日之出水道機器株式会社 | オーステナイト鋳鉄 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6012417B2 (ja) | 1985-04-01 |
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