JPS5920746B2 - ピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼 - Google Patents
ピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼Info
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- JPS5920746B2 JPS5920746B2 JP16777979A JP16777979A JPS5920746B2 JP S5920746 B2 JPS5920746 B2 JP S5920746B2 JP 16777979 A JP16777979 A JP 16777979A JP 16777979 A JP16777979 A JP 16777979A JP S5920746 B2 JPS5920746 B2 JP S5920746B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は継目無鋼管の製造に使用されるマンネスマン方
式のピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼に関
する。
式のピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼に関
する。
一般に、ピアサ−及びプラグミル等では１２００°Ｃ前
後に加熱された高温ビレットが外側ロールとプラグとの
間で穿孔されながら通過して変形加工されるため、プラ
グ材は赤熱状態での高い降伏強さと焼付や溶損が生じな
いものであることが要求され、更にプラグの表層は常温
から１２００°Ｃ前後に急激に昇温し、数回穿孔後には
この温度から水中投入により急冷される激しい熱衝撃を
受けても割損しないものであることも要求される。
後に加熱された高温ビレットが外側ロールとプラグとの
間で穿孔されながら通過して変形加工されるため、プラ
グ材は赤熱状態での高い降伏強さと焼付や溶損が生じな
いものであることが要求され、更にプラグの表層は常温
から１２００°Ｃ前後に急激に昇温し、数回穿孔後には
この温度から水中投入により急冷される激しい熱衝撃を
受けても割損しないものであることも要求される。
従来のピアサ−及びプラグミル等のプラグ材としては低
合金鋳鋼の焼入焼もどしマルテンサイト相識のものが用
いられていた。
合金鋳鋼の焼入焼もどしマルテンサイト相識のものが用
いられていた。
しかし、これら従来のマルテンサイト系低合金鋳鋼品の
プラグは高温のビレットを穿孔する際に加熱されて５５
０°Ｃ以上になると急激に軟化して摩耗が著しく進行し
、まだプラグ表層のむしれや縦じわ等の変形を生じるこ
とがあり満足な寿命が得られないのが実状であった。
プラグは高温のビレットを穿孔する際に加熱されて５５
０°Ｃ以上になると急激に軟化して摩耗が著しく進行し
、まだプラグ表層のむしれや縦じわ等の変形を生じるこ
とがあり満足な寿命が得られないのが実状であった。
本発明は上記の如き従来の欠点を解消し、従来品に比べ
て高温における耐摩耗性、硬度及び強度が著しく優れた
ピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼を提供す
ることを目的とするものである。
て高温における耐摩耗性、硬度及び強度が著しく優れた
ピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼を提供す
ることを目的とするものである。
本発明鋳鋼の構成成分およびその組成範囲は、け）Ｃ：
０．２５〜０．４８％、Ｓｉ：０．２５〜２０％、Ｍｎ
： ８．０〜１８．０％、Ｃｒ ： ６．０〜１９
．０％、Ｎｉ ： ２．０〜７０％、Ｎ：０．０２〜
０４５％からなるベース合金成分に、Ｃｅ−ミツシュメ
タル十Ｙ：＜２．０％、Ｃｕ：＜２．０％のうちから選
ばれる少くとも１種又は２種の高温耐摩耗性改善成分を
含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋳鋼、 （２）上記（１）の鋳鋼に、Ｍｏ ： ０．２〜１．５
％、Ｗ：〈３．０％、Ｖ：１．５％、Ｃｏ ：０．５
〜６．０％のうちから選ばれる少くとも１種又は２種以
上の高温硬度、高温強度改善成分を含有した鋳鋼、（３
）上記（２）の鋳鋼に、Ｎｂ＋Ｔａ’：＜２．０％、Ｔ
ｉ＋Ｚｒ ： ＜ １．５％、Ａｌ＜２．５％のうちか
ら選ばれる少くとも１種又は２種以上の結晶粒微細化成
分を含有した鋳鋼、 である。
０．２５〜０．４８％、Ｓｉ：０．２５〜２０％、Ｍｎ
： ８．０〜１８．０％、Ｃｒ ： ６．０〜１９
．０％、Ｎｉ ： ２．０〜７０％、Ｎ：０．０２〜
０４５％からなるベース合金成分に、Ｃｅ−ミツシュメ
タル十Ｙ：＜２．０％、Ｃｕ：＜２．０％のうちから選
ばれる少くとも１種又は２種の高温耐摩耗性改善成分を
含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋳鋼、 （２）上記（１）の鋳鋼に、Ｍｏ ： ０．２〜１．５
％、Ｗ：〈３．０％、Ｖ：１．５％、Ｃｏ ：０．５
〜６．０％のうちから選ばれる少くとも１種又は２種以
上の高温硬度、高温強度改善成分を含有した鋳鋼、（３
）上記（２）の鋳鋼に、Ｎｂ＋Ｔａ’：＜２．０％、Ｔ
ｉ＋Ｚｒ ： ＜ １．５％、Ａｌ＜２．５％のうちか
ら選ばれる少くとも１種又は２種以上の結晶粒微細化成
分を含有した鋳鋼、 である。
本発明は上記の如く高マンガン、高クロム、低ニッケル
に窒素を添加した組成をベースとするオーステナイト組
織を有するものであり、これに高温耐摩耗性改善酸部を
含有させて高温における耐摩耗性、硬度、強度を具備せ
しめたものであり、あるいはこれにさらに高温硬度及び
強度を向上させるべく高温硬度、高温強度改善成分を含
有せしめたもの、もしくは上記高温硬度、高温強度改善
成分とともに結晶粒微細化成分を含有せしめたものであ
り、これらによりプラグ用合金鋳鋼としての特性を著し
く改善したものである。
に窒素を添加した組成をベースとするオーステナイト組
織を有するものであり、これに高温耐摩耗性改善酸部を
含有させて高温における耐摩耗性、硬度、強度を具備せ
しめたものであり、あるいはこれにさらに高温硬度及び
強度を向上させるべく高温硬度、高温強度改善成分を含
有せしめたもの、もしくは上記高温硬度、高温強度改善
成分とともに結晶粒微細化成分を含有せしめたものであ
り、これらによりプラグ用合金鋳鋼としての特性を著し
く改善したものである。
本発明における各添加元素の限定理由を示せば次のよう
である。
である。
なお、百分率は全て重量による。まず、Ｃは基地中に固
溶してオーステナイト組織を安定させ、一部はＭｏ ｓ
ＷＩ ■のいずれかが含有される場合にはこれらと結
合して炭化物を形成し、硬さ及び高温強度の上昇に寄与
するもので、少くとも０，２５％が必要であるが、０．
４８％を越えると粒界に炭化物が析出して靭性をそこな
い、割損を早めるようになる。
溶してオーステナイト組織を安定させ、一部はＭｏ ｓ
ＷＩ ■のいずれかが含有される場合にはこれらと結
合して炭化物を形成し、硬さ及び高温強度の上昇に寄与
するもので、少くとも０，２５％が必要であるが、０．
４８％を越えると粒界に炭化物が析出して靭性をそこな
い、割損を早めるようになる。
Ｓｉは本発明合金鋳鋼の溶製中にＭｎ、Ｃｒ等の酸化し
易い元素の消耗を防ぎ、鋳物のピンホールの発生を抑え
、湯じわ等の表面欠陥を防止し、耐酸化性を確保するも
ので、そのためには０．２５〜２．０％の範囲内とする
。
易い元素の消耗を防ぎ、鋳物のピンホールの発生を抑え
、湯じわ等の表面欠陥を防止し、耐酸化性を確保するも
ので、そのためには０．２５〜２．０％の範囲内とする
。
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイ
ト組織を保持するために下限は８０％とし、多すぎると
耐酸化性が低下するので上限は１８．０％とする。
ト組織を保持するために下限は８０％とし、多すぎると
耐酸化性が低下するので上限は１８．０％とする。
Ｃｒは耐酸化性を良好にする元素であり、６０％より少
いとその効果が充分でなく、逆に１９．０％を越えると
靭性及び鋳造性が低下する。
いとその効果が充分でなく、逆に１９．０％を越えると
靭性及び鋳造性が低下する。
ＮｉはＭｎと同様にオーステナイト組織安定のために必
要であるが、多すぎると軟質化して耐摩耗性を低下し、
Ｃの固溶を減退して時効脆化を生じ、また経済的でもな
くなるので、２．０〜７．０％の範囲内とする。
要であるが、多すぎると軟質化して耐摩耗性を低下し、
Ｃの固溶を減退して時効脆化を生じ、また経済的でもな
くなるので、２．０〜７．０％の範囲内とする。
Ｎは本発明合金鋳鋼の初期硬度を確保するだめの必須の
元素であり、Ｍｎ、Ａ４ Ｔｉ、Ｖ等が共存するとかな
りの部分がこれ等の窒化物となって溶製中に逃散するが
残留分として０．０２％あればそ７の効果があり、多す
ぎるとＮ２の気泡を発生し鋳物中心部にガス気泡を発生
するので上限は０．４５％とする。
元素であり、Ｍｎ、Ａ４ Ｔｉ、Ｖ等が共存するとかな
りの部分がこれ等の窒化物となって溶製中に逃散するが
残留分として０．０２％あればそ７の効果があり、多す
ぎるとＮ２の気泡を発生し鋳物中心部にガス気泡を発生
するので上限は０．４５％とする。
Ｃｅ ミツシュメタル及びＹは稀土類元素であり、酸化
しやすく、合金中に固溶し又は酸化物微粒子として分布
する。
しやすく、合金中に固溶し又は酸化物微粒子として分布
する。
そしてプラグ使用中に急速に酸化し、鋳鋼表面に生じる
酸化膜を緻密にし、高温における金属同志の焼付きを防
ぐ減摩作用効果を有する。
酸化膜を緻密にし、高温における金属同志の焼付きを防
ぐ減摩作用効果を有する。
捷だエナメル作用により金属への膜の粘着性を強めるの
で酸化膜が一挙に剥離することを防止する効果がある。
で酸化膜が一挙に剥離することを防止する効果がある。
しかしＣｅ−ミツシュメタル＋Ｙが２，０％以上添加す
るのは添加方法自体が困難となり、鋳鋼表面の湯しわが
多くなるのでこれ以上添加することは避けるべきである
。
るのは添加方法自体が困難となり、鋳鋼表面の湯しわが
多くなるのでこれ以上添加することは避けるべきである
。
なお、これら稀土類元素添加による効果を確実にするに
は好ましくは０．２％以上とする。
は好ましくは０．２％以上とする。
Ｃｕは１０００℃以上の高温で容易に酸化して表面に緻
密な酸化スケールを構成しやすく、高温における金属同
志の焼付きを防ぐ減摩作用効果を有する。
密な酸化スケールを構成しやすく、高温における金属同
志の焼付きを防ぐ減摩作用効果を有する。
しかし２０％以上になると合金の熱間強さを減じるので
これ以上の添加は避けるべきである。
これ以上の添加は避けるべきである。
これらＣｕ添加による効果を確実にするためには０．１
％以上添加することが好捷しい。
％以上添加することが好捷しい。
このようにＣｅ−ミツシュメタル＋Ｙ及びＣｕはいずれ
も熱間にて酸化されやすく、緻密な酸化膜を形成し、減
摩作用を示す。
も熱間にて酸化されやすく、緻密な酸化膜を形成し、減
摩作用を示す。
ＣｏｔＭｏ＋ Ｗ＋ Ｖは周知のように前者はどその大
部分が基地中に固溶し、後者はどその一部が炭化物とし
て分布する量が多くなる傾向があり、いずれも固溶した
成分は高温時効による高温硬度及び高温強度に有効に作
用する元素であり、各種の金属間化合物を析出し高温耐
摩耗性向上に寄与する。
部分が基地中に固溶し、後者はどその一部が炭化物とし
て分布する量が多くなる傾向があり、いずれも固溶した
成分は高温時効による高温硬度及び高温強度に有効に作
用する元素であり、各種の金属間化合物を析出し高温耐
摩耗性向上に寄与する。
そのためにはＭｏ ： ０．２〜１．５％、Ｗ：〈３
．０％、Ｖ：＜１．５％、Ｃｏ ： ０．５〜６．０
％の範囲とする。
．０％、Ｖ：＜１．５％、Ｃｏ ： ０．５〜６．０
％の範囲とする。
これら上限を越える添加は粗い塊状炭化物がオーステナ
イト粒界に析出し熱衝撃に対して割れやすくなるので避
けるべきである。
イト粒界に析出し熱衝撃に対して割れやすくなるので避
けるべきである。
これら添加による効果を確実にするには特にＭｏは０２
％以上、Ｃｏは０５％以上の添加を要する。
％以上、Ｃｏは０５％以上の添加を要する。
またＷ及びＶはそれぞれ望捷しくけ１．０％以上及び０
２％以上とする。
２％以上とする。
Ｎｂｙ Ｔ ａ、 Ｔ ｉ ＋ Ｚ ｒ ｐ Ａ７はい
ずれも酸素、窒素との結合力が強く、生成物は凝固の際
の核物質となり、オーステナイト結晶粒の微細化に役立
ち、それらの炭化物はオーステナイトの成長を抑える元
素であり、それぞれＮｂ十Ｔａ：＜２．０％、Ｔｉ＋Ｚ
ｒ ： ＜ １．５％、Ａｌ ：＜２．５％を限度と
して添加する。
ずれも酸素、窒素との結合力が強く、生成物は凝固の際
の核物質となり、オーステナイト結晶粒の微細化に役立
ち、それらの炭化物はオーステナイトの成長を抑える元
素であり、それぞれＮｂ十Ｔａ：＜２．０％、Ｔｉ＋Ｚ
ｒ ： ＜ １．５％、Ａｌ ：＜２．５％を限度と
して添加する。
結晶粒の微細化は製品の熱サイクルに対する耐亀裂性を
改善する。
改善する。
Ｎｂ＋Ｔａを限度以上添加すると鋳放し状態でオーステ
ナイト粒界に連らなった炭化物を形成し、Ｔｉ＋Ｚｒを
限度以上添加すると溶湯の流動性を害し、鋳肌欠陥を助
長し、捷たＡｌの限度以上の添加は湯じわが多くなり、
鋳物自体の鋳造が困難となるので避けるべきである。
ナイト粒界に連らなった炭化物を形成し、Ｔｉ＋Ｚｒを
限度以上添加すると溶湯の流動性を害し、鋳肌欠陥を助
長し、捷たＡｌの限度以上の添加は湯じわが多くなり、
鋳物自体の鋳造が困難となるので避けるべきである。
以下に本発明を実施例につきより詳細に説明する。
第１表に示す如き組成の従来のプラグ用低合金鋼（Ａ、
１．２）、供試材として用いた耐熱合金鋳鋼（Ａ３，４
）、本発明合金鋳鋼のベース組成のみの鋳鋼（Ａ７）及
び本発明合金鋳鋼（５，６゜８〜１３“）によりプラグ
を製造し、各種試験に供した。
１．２）、供試材として用いた耐熱合金鋳鋼（Ａ３，４
）、本発明合金鋳鋼のベース組成のみの鋳鋼（Ａ７）及
び本発明合金鋳鋼（５，６゜８〜１３“）によりプラグ
を製造し、各種試験に供した。
第１図は本発明合金鋳鋼のベース組成のみからなる合金
Ａ７の各温度における時効後の常温硬度を示し、第２図
は合金Ａ７の鋳放し組織、第３図はそれの高温被熱後の
組織を示すものである。
Ａ７の各温度における時効後の常温硬度を示し、第２図
は合金Ａ７の鋳放し組織、第３図はそれの高温被熱後の
組織を示すものである。
これらより、本発明のベース組成のみの鋳鋼は高Ｍｎ系
のオーステナイト鋼であり、基地中へのＣの固溶量が多
いので、鋳放し状態でＣ量が０．３〜０．４％であって
も第２図に示されるように結晶粒界に炭化物が析出せず
、微細な炭窒化物がパーライト状態（Ｐｅａｒｌｉｔｉ
ｃ １ｓｌａｎｄ ）として粒界に関係なく広範囲に
析出している。
のオーステナイト鋼であり、基地中へのＣの固溶量が多
いので、鋳放し状態でＣ量が０．３〜０．４％であって
も第２図に示されるように結晶粒界に炭化物が析出せず
、微細な炭窒化物がパーライト状態（Ｐｅａｒｌｉｔｉ
ｃ １ｓｌａｎｄ ）として粒界に関係なく広範囲に
析出している。
６５０℃以上の高温被熱を多数回繰返すと、第１図から
れかるように温度が高い程短時間で析出硬化が進行する
。
れかるように温度が高い程短時間で析出硬化が進行する
。
硬度のピークがすぎると、析出物はしだいに集合（ｃｏ
ａｇｕｌａｔｅ ） して第３図に示されるようにいく
ぶん粗い粒子に成長して脆化が生じ、プラグ表面の摩耗
が進んだ頃に水中投入により割損を生ずる場合がある。
ａｇｕｌａｔｅ ） して第３図に示されるようにいく
ぶん粗い粒子に成長して脆化が生じ、プラグ表面の摩耗
が進んだ頃に水中投入により割損を生ずる場合がある。
本発明ではプラグ表面の高温における耐摩耗性を改善す
るためにＣｅ−ミツシュメタル＋Ｙ及び／又はＣｕを添
加し、これらの酸化物を凝固金属内に微細に分布させ、
使用中に迅速に鋳物表面酸化膜を形成することによって
高温における金属同志の焼付きを防ぎ、減摩作用をもた
らす。
るためにＣｅ−ミツシュメタル＋Ｙ及び／又はＣｕを添
加し、これらの酸化物を凝固金属内に微細に分布させ、
使用中に迅速に鋳物表面酸化膜を形成することによって
高温における金属同志の焼付きを防ぎ、減摩作用をもた
らす。
これらは酸化膜に溶は込んで膜を緻密にし、金属内部へ
の酸素の侵入を防ぎ、エナメル作用により金属への膜の
糊着性を強めることにより酸化膜の剥離を少くするもの
である。
の酸素の侵入を防ぎ、エナメル作用により金属への膜の
糊着性を強めることにより酸化膜の剥離を少くするもの
である。
才だ、本発明ではＭｏ＋ Ｗｔ Ｖ＋ Ｃｏ の１種
又は２種以上の高温硬度、高温強度改善成分を含有せし
めたもの、さらにＮｂ ＋ Ｔａ Ｊ Ｔ １ ＋ Ｚ
ｒ、 Ａｌの１種又は２種以上の結晶粒微細化成分を
複合含有せしめたものである。
又は２種以上の高温硬度、高温強度改善成分を含有せし
めたもの、さらにＮｂ ＋ Ｔａ Ｊ Ｔ １ ＋ Ｚ
ｒ、 Ａｌの１種又は２種以上の結晶粒微細化成分を
複合含有せしめたものである。
第４図はこれら成分元素を添加した合金ＡＩ ０． １
１． １２． １３の時効硬化曲線の一例を示すもので
あり、この第４図において、曲線中何段もの硬度の上昇
がみられるのは、これら元素のうちＣｏ−Ｍｏ、 Ｃｏ
−Ｗ、 Ｃｏ −Ｍ。
１． １２． １３の時効硬化曲線の一例を示すもので
あり、この第４図において、曲線中何段もの硬度の上昇
がみられるのは、これら元素のうちＣｏ−Ｍｏ、 Ｃｏ
−Ｗ、 Ｃｏ −Ｍ。
−Ｗ間の種々の金属間化合物及びこれらにＣｒ ｙＭｎ
、Ｎｉ等の加わった金属間化合物が複雑に二次析出する
だめであると考えられる。
、Ｎｉ等の加わった金属間化合物が複雑に二次析出する
だめであると考えられる。
例えば、合金Ａ１１の高温被熱後の組織を示す第５図に
見られるように高温で長時間の繰返し被熱後であっても
炭化物がオーステナイト結晶粒界に析出することなく、
基地全面に微細炭化物が析出している。
見られるように高温で長時間の繰返し被熱後であっても
炭化物がオーステナイト結晶粒界に析出することなく、
基地全面に微細炭化物が析出している。
これに対し、供試材のＣｒ −Ｎｉ系耐熱合金鋳鋼はＮ
ｉ含量が高いので基地中へのＣの固溶限が低く、例えば
合金Ａ４のテスト後の組織を示す第６図かられかるよう
に、炭化物がオーステナイト結晶粒界に網目状に析出し
て脆化する。
ｉ含量が高いので基地中へのＣの固溶限が低く、例えば
合金Ａ４のテスト後の組織を示す第６図かられかるよう
に、炭化物がオーステナイト結晶粒界に網目状に析出し
て脆化する。
第７図及び第８図は本発明合金鋳鋼と、従来の合金鋳鋼
との高温硬度及び高温機械的性質を示すものである。
との高温硬度及び高温機械的性質を示すものである。
この第７図及び第８図から本発明合金鋳鋼は従来の合金
鋳鋼に比べて極めて優れた高温硬度と高温強度を有する
ことが明らかであり、特に合金１６．１１及び合金Ａ１
３はそれが顕著であり、高温における耐摩耗性、変形抵
抗を著しく改善する。
鋳鋼に比べて極めて優れた高温硬度と高温強度を有する
ことが明らかであり、特に合金１６．１１及び合金Ａ１
３はそれが顕著であり、高温における耐摩耗性、変形抵
抗を著しく改善する。
次に、合金Ａ１〜１３“を通常のマンネスマン方式のピ
アサ−のプラグに使用して１３０φ銅管穿孔を行い、耐
用穿孔回数を試験した。
アサ−のプラグに使用して１３０φ銅管穿孔を行い、耐
用穿孔回数を試験した。
その結果を第２表に示す。
なお、原形よす２ｍ１ｆｔ摩耗した時点を消耗限度とし
た。
た。
第２表より明らかなように、本発明合金鋳鋼は従来鋼及
び耐熱鋼に比べて大巾に寿命が向上するものである。
び耐熱鋼に比べて大巾に寿命が向上するものである。
本発明合金鋳鋼はＭｎがかなり高いので耐酸化性はＣｕ
−Ｎｉ系オーステナイト耐熱鋼より劣るが、使用に際し
て８００℃以上の赤熱を受けると適当に酸化膜を形成し
、生じた酸化膜は高温ビレットからの熱伝導を低減し、
金属同志の接触を減らし、潤滑作用により焼付を防止す
る働きをなす。
−Ｎｉ系オーステナイト耐熱鋼より劣るが、使用に際し
て８００℃以上の赤熱を受けると適当に酸化膜を形成し
、生じた酸化膜は高温ビレットからの熱伝導を低減し、
金属同志の接触を減らし、潤滑作用により焼付を防止す
る働きをなす。
さらに、高温硬度、高温強度改善成分、あるいはこれら
成分とともにさらに結晶粒微細化成分を添加したものは
固溶硬化による高温硬度の向上と高温降伏点が高く、微
細な金属間化合物の２次析出により耐用寿命が大巾に延
長される。
成分とともにさらに結晶粒微細化成分を添加したものは
固溶硬化による高温硬度の向上と高温降伏点が高く、微
細な金属間化合物の２次析出により耐用寿命が大巾に延
長される。
なお、本発明合金鋳鋼は少量のＰ、Ｓの不可避不純物及
び脱酸剤の残留として微量のＡｌ、Ｃａ。
び脱酸剤の残留として微量のＡｌ、Ｃａ。
Ｍｇ、稀土類元素を含有していてもよく、効果上の実質
的な不利益は生じない。
的な不利益は生じない。
以上のように、本発明合金鋳鋼は高Ｍｎ、高Ｃｒ。
低Ｎ１ＫＮを添加した組成をベースとし、これにＣｅ−
ミツシュメタル＋Ｙ及び／又はＣｕを添加したもめ、あ
るいはこれにＭｏ ＋ Ｗ ｙ Ｖ ｔ Ｃｏの１種又
は２種以上を添加したもの、又はＭｏ ｓ Ｗｔ Ｖ＋
Ｃｏの１種又は２種以上とともにＮｂ＋Ｔａ、Ｔｉ十ｚ
ｒ、Ａｌの１種又は２種以上を複合添加したものであっ
て、オーステナイト組織を有し、これをピアサ−及びプ
ラグミル等のプラグに用いた場合、常温から１３００°
Ｃ前後までの全温度区間を通じてオーステナイト組織で
あるゆえに変態点がないので、急熱、急冷の繰返しによ
る熱衝撃、熱疲労に強い。
ミツシュメタル＋Ｙ及び／又はＣｕを添加したもめ、あ
るいはこれにＭｏ ＋ Ｗ ｙ Ｖ ｔ Ｃｏの１種又
は２種以上を添加したもの、又はＭｏ ｓ Ｗｔ Ｖ＋
Ｃｏの１種又は２種以上とともにＮｂ＋Ｔａ、Ｔｉ十ｚ
ｒ、Ａｌの１種又は２種以上を複合添加したものであっ
て、オーステナイト組織を有し、これをピアサ−及びプ
ラグミル等のプラグに用いた場合、常温から１３００°
Ｃ前後までの全温度区間を通じてオーステナイト組織で
あるゆえに変態点がないので、急熱、急冷の繰返しによ
る熱衝撃、熱疲労に強い。
また６００°Ｃ以上の高温降伏点が高いので、表層のダ
レ等の変形が生じにりく、従来鋼に比べて高温における
耐摩耗性が著しく優れ、また高温硬度、高温強度にも優
れ、プラグの耐用寿命が大巾に改善される。
レ等の変形が生じにりく、従来鋼に比べて高温における
耐摩耗性が著しく優れ、また高温硬度、高温強度にも優
れ、プラグの耐用寿命が大巾に改善される。
第１図は合金Ａ７の各温度における時効後の常温硬度を
示す関係図、第２図は合金＆７の鋳放し組織を示す顕微
鏡写真、第３図は合金＆７の高温被熱後の組織を示す顕
微鏡写真、第４図は合金屋１０〜１３の７５０℃時効後
の常温硬度を示す関係図、第５図は合金Ａｌｌの高温被
熱後の組織を示す顕微鏡写真、第６図は合金Ａ４の高温
被熱後の組織を示す顕微鏡写真、第７図は従来鋼と本発
明合金鋳鋼との降温過程における高温硬度を示す関係図
、第８図は従来鋼と本発明合金鋳鋼との高温機械的性質
を示す関係図である。
示す関係図、第２図は合金＆７の鋳放し組織を示す顕微
鏡写真、第３図は合金＆７の高温被熱後の組織を示す顕
微鏡写真、第４図は合金屋１０〜１３の７５０℃時効後
の常温硬度を示す関係図、第５図は合金Ａｌｌの高温被
熱後の組織を示す顕微鏡写真、第６図は合金Ａ４の高温
被熱後の組織を示す顕微鏡写真、第７図は従来鋼と本発
明合金鋳鋼との降温過程における高温硬度を示す関係図
、第８図は従来鋼と本発明合金鋳鋼との高温機械的性質
を示す関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＩＣ：０．２５〜０４８、Ｓｉ：０．２５〜２０％、Ｍ
ｎ ： ８．０〜１８．０％、Ｃｒ ： ６．０〜１
９．０％、Ｎｉ：２．０〜７．０％、Ｎ：０．０２〜０
．４５％からなるベース合金成分に、Ｃｅ−ミツシュメ
タル十Ｙ：＜２０％、Ｃｕ ：＜２．０％のうちから
選ばれる少くとも１種又は２種の高温耐摩耗性改善成分
を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなるピアサ−及びプ
ラグミル等のプラグ用合金鋳鋼。 ２ Ｃ：０．２５〜０４８、Ｓｉ：０．２５〜２．０
％、Ｍｎ ： ８．０〜１８．０％、Ｃｒ ： ６
．０〜１９．０％、Ｎｉ ： ２．０〜７．０％、Ｎ
：０．０２〜０．４５％からなるベース合金成分に、Ｃ
ｅ−ミツシュメタル十Ｙ：＜２０％、Ｃｕ：＜２．０％
のうちから選ばれる少くとも１種又は２種の高温耐摩耗
性改善成分と、Ｍｏ ： ０．２〜１．５％、Ｗ：＜
３．０％、ｖ：〈１５％、Ｃｏ：０．５〜６．０％のう
ちから選ばれる少くとも１種又は２種以上の高温硬度、
高温強度改善成分とを含有し、残部Ｆｅ及び不純物から
なるピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼。 ３Ｃ：０．２５〜０，４８％、Ｓｉ：０．２５〜２．０
％、Ｍｎ： ８．０〜１８．０％、Ｃｒ ： ６．０〜
１９．０％、Ｎｉ ： ２．０〜７，０％、Ｎ：０．
０２〜０，４５％からなるベース合金成分に、Ｃｅ−ミ
ツシュメタル十Ｙ：＜２．０％、Ｃｕ：＜２．０％のう
ちから選ばれる少くとも１種又は２種の高温耐摩耗性改
善成分と、Ｍｏ ：０．２〜１．５％、Ｗ：＜３．０％
、Ｖ：く１．５％、Ｃｏ ： ０．５〜６．０％のう
ちから選ばれる少くとも１種又は２種以上の高温硬度、
高温強度改善成分と、Ｎｂ十Ｔａ ： ＜ ２．０％、
Ｔｉ＋Ｚｒ ：＜１５％、Ｍ ＜ ２．５ ％のうち
から選ばれる少くとも１種又は２種以上の結晶粒微細化
成分とを含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなるピアサ−
及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16777979A JPS5920746B2 (ja) | 1979-12-24 | 1979-12-24 | ピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16777979A JPS5920746B2 (ja) | 1979-12-24 | 1979-12-24 | ピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5690958A JPS5690958A (en) | 1981-07-23 |
| JPS5920746B2 true JPS5920746B2 (ja) | 1984-05-15 |
Family
ID=15855943
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16777979A Expired JPS5920746B2 (ja) | 1979-12-24 | 1979-12-24 | ピアサ−及びプラグミル等のプラグ用合金鋳鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5920746B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170160A (ja) * | 1985-01-23 | 1986-07-31 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 自動機の入出力装置 |
| JPS63237622A (ja) * | 1987-03-26 | 1988-10-04 | Toshiba Corp | 信号伝送装置 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56122669A (en) * | 1980-03-05 | 1981-09-26 | Hitachi Ltd | Member having high errosion-corrosion resistance |
-
1979
- 1979-12-24 JP JP16777979A patent/JPS5920746B2/ja not_active Expired
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170160A (ja) * | 1985-01-23 | 1986-07-31 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 自動機の入出力装置 |
| JPS63237622A (ja) * | 1987-03-26 | 1988-10-04 | Toshiba Corp | 信号伝送装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5690958A (en) | 1981-07-23 |
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