JPS6012417B2 - 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
- Publication number
- JPS6012417B2 JPS6012417B2 JP12717781A JP12717781A JPS6012417B2 JP S6012417 B2 JPS6012417 B2 JP S6012417B2 JP 12717781 A JP12717781 A JP 12717781A JP 12717781 A JP12717781 A JP 12717781A JP S6012417 B2 JPS6012417 B2 JP S6012417B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast iron
- content
- formula
- elongation
- austenitic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ系オース
テナィト組織の球状黒鉛鋳鉄に係る。
テナィト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、これに伴なつてターボ
チャージヤケーシングの使用条件もきびしくなって来て
いる。
に伴ない排気ガス温度が上昇し、これに伴なつてターボ
チャージヤ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量の
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、その代りにオーステナィト
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。然しながら周知のとおりニレジスト鋳鉄に
はＮｉが多量に配合されており、そのうちでも最も安価
なＡＳＴＭ規格のニレジストＤ２でさえＮｉが１８〜２
０％含まれている。従ってＮｉの一部をオーステナィト
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
オーステナィト組織とした鋳鉄は知られている（例えば
ＤＩＮＱ℃一Ｎｉ・Ｍｎ１３７，Ｑ℃一Ｎｉ一Ｍｎ２３
４）。
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、その代りにオーステナィト
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。然しながら周知のとおりニレジスト鋳鉄に
はＮｉが多量に配合されており、そのうちでも最も安価
なＡＳＴＭ規格のニレジストＤ２でさえＮｉが１８〜２
０％含まれている。従ってＮｉの一部をオーステナィト
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
オーステナィト組織とした鋳鉄は知られている（例えば
ＤＩＮＱ℃一Ｎｉ・Ｍｎ１３７，Ｑ℃一Ｎｉ一Ｍｎ２３
４）。
しかしながらこれらはオース・テナィト組織を得るため
Ｎｉ，Ｍｎ，Ｓｉ含有量の相互的な関係を定めたもので
はなく、またＳｊ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として使
用されているに過ぎない。Ｎｉ含有量がこれらのオース
テナィ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３．５％を超えるオーステナィト鋳鉄
は見当らない。ところで鋳鉄にＭｎを多量に添加すると
比較的大きなＭｎ炭化物が形成され易く、銭放しのまま
では硬さが高く、伸びも悪くなり、或いはＮ；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
ってマルテンサィト変態を起し易く、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
するオーステナィト基地の球状黒鉛鋳鉄を提供すること
を目的とし、Ｃ２．０〜３．８％、Ｍｎ３〜１５％、Ｎ
ｊ４〜３２％、Ｓｉ３．５〜７％で、かつ【ィ｝ Ｓｉ
３．５％超、４．２１％以下の範囲で（Ｎｉ＋７）（Ｍ
ｎ＋３）≧１＄ｉ＋６５Ｎｉ−ｏ‐肌≧輩−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｛ｏ｝ Ｓｉ４．２１％超「 ７％以下の範囲で、
（Ｎｉ＋７）（Ｍｎ十３）ＺＩるｉ＋６５Ｓｉミ○‐０
５（Ｎｉ−○．虫いｎ）２十４．２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
び希士類元素（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ィト鋳鉄に係る。
Ｎｉ，Ｍｎ，Ｓｉ含有量の相互的な関係を定めたもので
はなく、またＳｊ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として使
用されているに過ぎない。Ｎｉ含有量がこれらのオース
テナィ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３．５％を超えるオーステナィト鋳鉄
は見当らない。ところで鋳鉄にＭｎを多量に添加すると
比較的大きなＭｎ炭化物が形成され易く、銭放しのまま
では硬さが高く、伸びも悪くなり、或いはＮ；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
ってマルテンサィト変態を起し易く、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
するオーステナィト基地の球状黒鉛鋳鉄を提供すること
を目的とし、Ｃ２．０〜３．８％、Ｍｎ３〜１５％、Ｎ
ｊ４〜３２％、Ｓｉ３．５〜７％で、かつ【ィ｝ Ｓｉ
３．５％超、４．２１％以下の範囲で（Ｎｉ＋７）（Ｍ
ｎ＋３）≧１＄ｉ＋６５Ｎｉ−ｏ‐肌≧輩−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｛ｏ｝ Ｓｉ４．２１％超「 ７％以下の範囲で、
（Ｎｉ＋７）（Ｍｎ十３）ＺＩるｉ＋６５Ｓｉミ○‐０
５（Ｎｉ−○．虫いｎ）２十４．２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
び希士類元素（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ィト鋳鉄に係る。
（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ィト鋳鉄においてはＣ含有
量は２．０〜３．８％とする。これが２％より少なくて
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Ｎｊ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、後述するように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Ｎｉ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％とす
る。Ｎｉ含有量は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Ｍｎ，Ｓｉ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Ｎ
ｉ含有量の上限は３２％とし、好ましくは３０％とする
。
。）本発明に係るオーステナィト鋳鉄においてはＣ含有
量は２．０〜３．８％とする。これが２％より少なくて
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Ｎｊ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、後述するように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Ｎｉ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％とす
る。Ｎｉ含有量は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Ｍｎ，Ｓｉ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Ｎ
ｉ含有量の上限は３２％とし、好ましくは３０％とする
。
Ｓｉ含有量については後述する第３〜４図から判るよう
におよそＳｉ３．５％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。
におよそＳｉ３．５％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Ｓｊ・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
発明のオーステナィト鋳鉄は球状黒鉛鋳鉄であり、Ｃａ
，Ｍｇ、希士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。
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
発明のオーステナィト鋳鉄は球状黒鉛鋳鉄であり、Ｃａ
，Ｍｇ、希士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、ＳＯ．０２
％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。
本発明に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厳しい
条件にさらされる例えばターボチャージャケーシングの
材料として使用されることを考慮して、これら条件に充
分耐えるだけの級■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
。籾て上記のようなＣおよびＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉそれぞれ
単独に限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ィト鋳鉄の組
成範囲は次のとおりである。
条件にさらされる例えばターボチャージャケーシングの
材料として使用されることを考慮して、これら条件に充
分耐えるだけの級■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
。籾て上記のようなＣおよびＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉそれぞれ
単独に限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ィト鋳鉄の組
成範囲は次のとおりである。
まず本願鋳鉄をオーステナィト組織とする要件について
述べる。
述べる。
本発明者はＣ２．０〜３．８％の範囲内でＮｉ，Ｍｎ，
Ｓｊ含有量と基地組織との関係を定量的に求めることに
ついて種々研究し、常温でオーステナィト組織であり、
鉾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Ｎｉ，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ェフラー組
織図は鋳鉄に対してはＣ含有量が多いため使用すること
ができない。
Ｓｊ含有量と基地組織との関係を定量的に求めることに
ついて種々研究し、常温でオーステナィト組織であり、
鉾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Ｎｉ，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ェフラー組
織図は鋳鉄に対してはＣ含有量が多いため使用すること
ができない。
通例、鋳鉄にはＮｉ当量の計算式から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して機
軸にＣｒ当量を、縦軸にＮｉ当量をとって基地組織との
関係を示すと第１図の如くになり、図中のＰ領域には（
オーステナィトＡ＋マルテンサイトＭ）組織のほかに（
オーステナィトＡ＋マンガン炭化物ＣＮ）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Ｎ
ｉ，Ｍｎ含有量に関連させた値、機軸にＳｊ含有量をと
って整理すれば、基地組織がオーステナィトＡまたは（
オーステナィトＡ十Ｍｎ炭化物ＣＭ）である領域をＣ２
．０〜３．８％、Ｓｉ３．５〜７％の範囲で次式によっ
て求めることができる。
を使っているので、これによって実験結果を整理して機
軸にＣｒ当量を、縦軸にＮｉ当量をとって基地組織との
関係を示すと第１図の如くになり、図中のＰ領域には（
オーステナィトＡ＋マルテンサイトＭ）組織のほかに（
オーステナィトＡ＋マンガン炭化物ＣＮ）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Ｎ
ｉ，Ｍｎ含有量に関連させた値、機軸にＳｊ含有量をと
って整理すれば、基地組織がオーステナィトＡまたは（
オーステナィトＡ十Ｍｎ炭化物ＣＭ）である領域をＣ２
．０〜３．８％、Ｓｉ３．５〜７％の範囲で次式によっ
て求めることができる。
（ただし式中Ｎｊ，Ｍｎ，Ｓｊはそれぞれ含有量（％）
を示す。以下同じ）（Ｎｉ＋７）（Ｍｎ十３）之Ｉるｉ
＋６５・・・式（１｝次に、伸びが大きくするためには
Ｍｎ炭化物を少なくすることが必要である。
を示す。以下同じ）（Ｎｉ＋７）（Ｍｎ十３）之Ｉるｉ
＋６５・・・式（１｝次に、伸びが大きくするためには
Ｍｎ炭化物を少なくすることが必要である。
従釆の鋳鉄中の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
トが腕化して伸びが著しく低下する。しかしながらオー
ステナィ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が多量に含まれている場合には
Ｓｊがさらに含まれるとＭｎ炭化物の影響の緩和に効果
があること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Ｓｉ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含有量の多
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Ｓｊ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Ｓｉ含有量の関係を求めると次式で表わされ
る。
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
トが腕化して伸びが著しく低下する。しかしながらオー
ステナィ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が多量に含まれている場合には
Ｓｊがさらに含まれるとＭｎ炭化物の影響の緩和に効果
があること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Ｓｉ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含有量の多
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Ｓｊ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Ｓｉ含有量の関係を求めると次式で表わされ
る。
Ｎｉ−０．８Ｍｎ＝３０一おｉ……式‘２１この式の直
線を第５図において直線ＡＢで示してある。
線を第５図において直線ＡＢで示してある。
次式■を基準にしてＮｉ，Ｍｎ，Ｓｉに対し伸びが５％
以上になると境界線を９５０℃×狐功ロ熱後、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。
以上になると境界線を９５０℃×狐功ロ熱後、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含有量の低い範囲において
Ｎｉ−ｏ‐秋ｎ＝馨−８‐‐‐‐‐‐式（３１）、また
直線ＡＢよりもＳｉ含有量の多い範囲においてはＳｉ＝
０．０５（Ｎｉ−０．８Ｍｎ）２十４．２・・・式（３
２）、すなわち第５図において式｛２｝の直線ＡＢと式
（３一１）の曲線との交点Ｃで示されるＳｉ量４．２１
％よりも小で、かつ式（３−２）で示される曲線よりも
上の領域および式■の直線ＡＢと式（３一０２）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，Ｍｎ，Ｓｉ量の組合せの組成であれば伸びが５％
以上になる。
Ｎｉ−ｏ‐秋ｎ＝馨−８‐‐‐‐‐‐式（３１）、また
直線ＡＢよりもＳｉ含有量の多い範囲においてはＳｉ＝
０．０５（Ｎｉ−０．８Ｍｎ）２十４．２・・・式（３
２）、すなわち第５図において式｛２｝の直線ＡＢと式
（３一１）の曲線との交点Ｃで示されるＳｉ量４．２１
％よりも小で、かつ式（３−２）で示される曲線よりも
上の領域および式■の直線ＡＢと式（３一０２）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，Ｍｎ，Ｓｉ量の組合せの組成であれば伸びが５％
以上になる。
なお銭放しのままで伸び５％以上を示す領域に夕ついて
言えば、同様にして求めたＮｊ−ｏ‐肌＝袋−ｌｏ‐４
・・・式側 または Ｓｉ＝０．０２（Ｎｉ−０．９Ｍｎ）２十４．１・・・
式（４‐２）０と直線ＡＢとの交点Ｄは近似的に同じで
そのＳｉの量は４．１３％であるから、Ｓｉが３．５％
超、４．１３％以下の範囲では式（４一１）で示される
曲線より上の領域、およびＳｉが４．１３％超、７％以
下の範囲では式（４一２）で示される曲線より上の領域
にな夕り、従ってこの領域内においてＮｉ，Ｍｎ，Ｓｊ
量の組合せの組成であれば伸びが５％以上になる。
言えば、同様にして求めたＮｊ−ｏ‐肌＝袋−ｌｏ‐４
・・・式側 または Ｓｉ＝０．０２（Ｎｉ−０．９Ｍｎ）２十４．１・・・
式（４‐２）０と直線ＡＢとの交点Ｄは近似的に同じで
そのＳｉの量は４．１３％であるから、Ｓｉが３．５％
超、４．１３％以下の範囲では式（４一１）で示される
曲線より上の領域、およびＳｉが４．１３％超、７％以
下の範囲では式（４一２）で示される曲線より上の領域
にな夕り、従ってこの領域内においてＮｉ，Ｍｎ，Ｓｊ
量の組合せの組成であれば伸びが５％以上になる。
黒鉛球状化処理剤としては通例のＣａ・Ｓｉ・Ｍｇ合金
を用いても良いし、或いはＣａ・Ｓｉ・Ｍｇ・ＲＥ合金
を用いても良い。ＲＥの入った球状化処理剤０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。ＲＥはフェライト系球
状黒鉛鋳鉄に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。タ Ｃａ・Ｓｉ
・Ｍｇ・ＲＥ合金の球状化処理剤を使用した場合、前述
したと同様にして銭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、Ｓｉ３．
５％超、４．１４％以下の錫合 ひ Ｎｉ＋ｏ‐肌＝蟹−８‐４‐・・・‐・式側および
Ｓｉ４．１４超、７％以下の場合Ｓｉ＝０．０２５（Ｎ
ｉ−０．８Ｍｎ）２十４．１…式（５２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・Ｓｊ・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。
を用いても良いし、或いはＣａ・Ｓｉ・Ｍｇ・ＲＥ合金
を用いても良い。ＲＥの入った球状化処理剤０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。ＲＥはフェライト系球
状黒鉛鋳鉄に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。タ Ｃａ・Ｓｉ
・Ｍｇ・ＲＥ合金の球状化処理剤を使用した場合、前述
したと同様にして銭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、Ｓｉ３．
５％超、４．１４％以下の錫合 ひ Ｎｉ＋ｏ‐肌＝蟹−８‐４‐・・・‐・式側および
Ｓｉ４．１４超、７％以下の場合Ｓｉ＝０．０２５（Ｎ
ｉ−０．８Ｍｎ）２十４．１…式（５２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・Ｓｊ・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、Ｓｊは耐酸化性を高める元素として知られてい
る。
べれば、Ｓｊは耐酸化性を高める元素として知られてい
る。
本願のＮｉ・Ｍｎ・Ｓｉ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Ｎｉ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、Ｓ
ｉ量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、９００００×４袖ｒ大気中加
熱の場合にＳｉ含有量と単位面積当り酸化増量（机９／
塊）との関係を示している。ＮｉとＭｎとの量が異なっ
ても大きな差がなく、Ｓｉ量の影響を大きく受けること
が判る。ニレジストＤ２について同様に試験した結果を
破線で示してある。本発明の鋳鉄においてＳｉをおよそ
４．５％以上含有すればニレジストＤ２よりも耐酸化性
が良好になることが判る。以上述べたところにより本発
明に係るＮｉ・Ｍｎ・Ｓｉの鋳鉄において基地組織がオ
ーステナイト組織であって、伸びが５％以上、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。
気中で行なった高温酸化試験の結果によればＮｉ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、Ｓ
ｉ量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、９００００×４袖ｒ大気中加
熱の場合にＳｉ含有量と単位面積当り酸化増量（机９／
塊）との関係を示している。ＮｉとＭｎとの量が異なっ
ても大きな差がなく、Ｓｉ量の影響を大きく受けること
が判る。ニレジストＤ２について同様に試験した結果を
破線で示してある。本発明の鋳鉄においてＳｉをおよそ
４．５％以上含有すればニレジストＤ２よりも耐酸化性
が良好になることが判る。以上述べたところにより本発
明に係るＮｉ・Ｍｎ・Ｓｉの鋳鉄において基地組織がオ
ーステナイト組織であって、伸びが５％以上、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 １Ｓｉ３．６％でオーステナィト縦織球状黒鉛
鋳鉄のＮｊおよびＭｎ含有量領域を求める。
鋳鉄のＮｊおよびＭｎ含有量領域を求める。
｛１｝ オーステナィト組織であるため： ＊＊
式‘１｝のＳｉに３．６を代入して（Ｎｉ＋７）（Ｍｎ
＋３）≧１２×３．６十６５２１０８．２…式【６｝■
次に伸びが５％以上であるため： （熱処理後）Ｎｉ−ｏ‐肌≧巽６−ｏ‐４Ｚ−ｏ‐４・
・・式（６１）（倣い Ｎｉ−ｏ‐５Ｍｎ≧器６−ｌｏ
‐４２２．９４０
・・・式（６２）而してＭｎ３〜１５％、Ｎｉ４〜
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。
式‘１｝のＳｉに３．６を代入して（Ｎｉ＋７）（Ｍｎ
＋３）≧１２×３．６十６５２１０８．２…式【６｝■
次に伸びが５％以上であるため： （熱処理後）Ｎｉ−ｏ‐肌≧巽６−ｏ‐４Ｚ−ｏ‐４・
・・式（６１）（倣い Ｎｉ−ｏ‐５Ｍｎ≧器６−ｌｏ
‐４２２．９４０
・・・式（６２）而してＭｎ３〜１５％、Ｎｉ４〜
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Ｃ２．０〜３．８％の本発明に
係るオーステナィト鋳鉄の一例を挙げれば第１タ表、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１表 係） 第２表 注 ※１ ＳＩ単位、ナガパスカル ※２ 銭放し，※３ ９５０Ｃ×２ｈｒ、空冷試料（Ａ
）〜（ＤＩ）及び（Ｅ）の組織：Ａ＋少量のＣＭ試料の
１）：Ａ＋細かな黒鉛実施例 ２ 耐熱オーステナィト鋳鉄として広く使用されているニレ
ジストＤ２以上の耐酸化性を持ち、かつ伸び５％以上の
Ｎｉ・Ｍｎ・Ｓｊ球状黒鉛オーステナィト鋳鉄の組成を
求める。
係るオーステナィト鋳鉄の一例を挙げれば第１タ表、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１表 係） 第２表 注 ※１ ＳＩ単位、ナガパスカル ※２ 銭放し，※３ ９５０Ｃ×２ｈｒ、空冷試料（Ａ
）〜（ＤＩ）及び（Ｅ）の組織：Ａ＋少量のＣＭ試料の
１）：Ａ＋細かな黒鉛実施例 ２ 耐熱オーステナィト鋳鉄として広く使用されているニレ
ジストＤ２以上の耐酸化性を持ち、かつ伸び５％以上の
Ｎｉ・Ｍｎ・Ｓｊ球状黒鉛オーステナィト鋳鉄の組成を
求める。
第６図よりニレジストＤ処〆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。
はＳｉを４．５％以上含有しなければならない。
従ってＳｉ＝４．５％の場合、
‘１１オーステナィト組織：式｛１１から（Ｎｉ十７）
（Ｍｎ＋３）≧１１９・・・式‘７’‘２’伸び５％以
上：（熱処理）：式（３一２）から ４．５ＳＯ．０５（Ｎｉ−０．８Ｍｎ）２十４．２（Ｎ
ｉ−０．９Ｍｎ）２２６故に Ｎｉ一０．８ＶｎＺ２．
４５・・・式（７‐１）（籍放し）：式（４−２）から
４．５ＳＯ．ｏ２（Ｎｉ−０．３Ｍｎ）２十４．１（Ｎ
ｉ−ｏ．９Ｍｎ）２Ｚ２０故に Ｎｉ−０．８Ｍｎ２４
．４７・・・式（７‐２）Ｎｉ４〜３２％、Ｍｎ３〜１
５％で式‘７｝および式（７−１）または式（７一２）
を満足する領域は第８図において曲線｛７はり右側で、
直線（７−１）または直線（７一２）より上、かつＮｉ
４〜３２％、Ｍｎ３〜１５％の領域である。
（Ｍｎ＋３）≧１１９・・・式‘７’‘２’伸び５％以
上：（熱処理）：式（３一２）から ４．５ＳＯ．０５（Ｎｉ−０．８Ｍｎ）２十４．２（Ｎ
ｉ−０．９Ｍｎ）２２６故に Ｎｉ一０．８ＶｎＺ２．
４５・・・式（７‐１）（籍放し）：式（４−２）から
４．５ＳＯ．ｏ２（Ｎｉ−０．３Ｍｎ）２十４．１（Ｎ
ｉ−ｏ．９Ｍｎ）２Ｚ２０故に Ｎｉ−０．８Ｍｎ２４
．４７・・・式（７‐２）Ｎｉ４〜３２％、Ｍｎ３〜１
５％で式‘７｝および式（７−１）または式（７一２）
を満足する領域は第８図において曲線｛７はり右側で、
直線（７−１）または直線（７一２）より上、かつＮｉ
４〜３２％、Ｍｎ３〜１５％の領域である。
この領域内の本発明に係るオーステナィト鋳鉄の例を挙
げると第１表および第２表の試料（Ｂ）および（Ｃ）で
ある。
げると第１表および第２表の試料（Ｂ）および（Ｃ）で
ある。
試料（Ｂ）は銭放しのまま、試料（Ｃ）は９５０ｑＣ×
水ｒ、空冷後のものである。実施例 ３ 第６図から判るようにＳｉを多く含有させると酸化増量
は著しく減少する。
水ｒ、空冷後のものである。実施例 ３ 第６図から判るようにＳｉ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Ｓｉ量が多くなると伸びが
減少する。これを避けるためにはＮｉ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
本鋳鉄の例してＳｉ：６．３％、銃放しの場合を説明す
る。
減少する。これを避けるためにはＮｉ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
本鋳鉄の例してＳｉ：６．３％、銃放しの場合を説明す
る。
前述したと同様にして【１｝ オーステナィト組織とす
るため式‘１｝から（Ｎｉ十７）（Ｍｎ十３）≧１４０
．６・・・式脚【２’伸びが５％以上とするため鏡放し
の式（４−２）から６‐３ミ○．○２くＮｉ−０‐虫Ｍ
ｎ）２十４‐１（Ｎｉ一０．９Ｍｎ）２≧１１○故に
Ｎｉ−０．９ＭｎＺＩＯ．５・・・式（８２）Ｎｉ４〜
３２％、Ｍｎ３〜１５％で式職および（８一２）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Ｍｎ３〜１５％、Ｎｉ４〜３２％の領域で
ある。
るため式‘１｝から（Ｎｉ十７）（Ｍｎ十３）≧１４０
．６・・・式脚【２’伸びが５％以上とするため鏡放し
の式（４−２）から６‐３ミ○．○２くＮｉ−０‐虫Ｍ
ｎ）２十４‐１（Ｎｉ一０．９Ｍｎ）２≧１１○故に
Ｎｉ−０．９ＭｎＺＩＯ．５・・・式（８２）Ｎｉ４〜
３２％、Ｍｎ３〜１５％で式職および（８一２）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Ｍｎ３〜１５％、Ｎｉ４〜３２％の領域で
ある。
この領域内の本発明に係るオーステナィト鋳鉄の例を挙
げると第１表の試料（Ｄ）および第２表の試料（ＤＩ）
、（Ｄ２）である。
げると第１表の試料（Ｄ）および第２表の試料（ＤＩ）
、（Ｄ２）である。
第２表の試料ｏ（ＤＩ）は球状化処理剤としてＣａ・Ｓ
ｉ・Ｍｇ合金を、試料（Ｄ２）はＣａ・Ｓｉ・Ｍｇ・Ｒ
Ｅ合金をを使用したもので、試料（Ｄ２）は試料（ＤＩ
）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夕さ
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（ナィタル
ェッチ、５０倍）を示す写真で、黒鉛および炭化物が試
料（ＤＩ）に比して試料（Ｄ２）において顕著に細かに
０分散しているのが判る。
ｉ・Ｍｇ合金を、試料（Ｄ２）はＣａ・Ｓｉ・Ｍｇ・Ｒ
Ｅ合金をを使用したもので、試料（Ｄ２）は試料（ＤＩ
）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夕さ
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（ナィタル
ェッチ、５０倍）を示す写真で、黒鉛および炭化物が試
料（ＤＩ）に比して試料（Ｄ２）において顕著に細かに
０分散しているのが判る。
実施例 ４
Ｓｉ・Ｍｎ・Ｎｉオーステナィ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℃×４斑功ロタ熱で約１
０の９／稀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℃×４斑功ロタ熱で約１
０の９／稀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。
ｏ このような考えからＤＩＮＧＧＧ−Ｎｉ・Ｓｉ・
Ｃｒ３５５２（Ｃ≦２％、Ｓｉ４．０〜６．０％、Ｍｎ
ｏ．５〜〜１．５％、Ｎｉ３４．０〜３６．０％、Ｃｒ
ｌ．５〜２．５％）相当の本発明に係るＮｉ・Ｓｉ・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。タ これは対比材（ＤＩＮＱ℃−３
５５２）よりもＮｉ含有量を４〜６％少なくし、代りに
Ｍｎを約９％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（ＤＩＮＱ℃−３５５２）
の機機的性質の規格値を対比して示しておいた。なお同
０試料についての酸化試験結果（９００ｏｏ×４紬ｒ）
の結果は２．０雌／洲であった。なお試料（８）をＮｉ
，Ｍｎ含有量に関連させて第９図に示してある。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。
Ｃｒ３５５２（Ｃ≦２％、Ｓｉ４．０〜６．０％、Ｍｎ
ｏ．５〜〜１．５％、Ｎｉ３４．０〜３６．０％、Ｃｒ
ｌ．５〜２．５％）相当の本発明に係るＮｉ・Ｓｉ・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。タ これは対比材（ＤＩＮＱ℃−３
５５２）よりもＮｉ含有量を４〜６％少なくし、代りに
Ｍｎを約９％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（ＤＩＮＱ℃−３５５２）
の機機的性質の規格値を対比して示しておいた。なお同
０試料についての酸化試験結果（９００ｏｏ×４紬ｒ）
の結果は２．０雌／洲であった。なお試料（８）をＮｉ
，Ｍｎ含有量に関連させて第９図に示してある。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４〜６％少ない
にもかかわらず、Ｓｊ，Ｍｍの効果によって同一水準の
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に係る球状
黒鉛オーステナィト鋳鉄は基地組織および伸びとＮｉ，
Ｍｎ，Ｓｉ合金量と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、各成分元素を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ィト鋳鉄とは異なり、オーステ
ナィト組織および高い伸びと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Ｄｍ ｑ℃−Ｎｉ・Ｓｉ
・Ｃｒ３５５２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Ｎｉ３０％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含有量をおよ
そ２／５〜１／２に減らしてもニレジストＤ２より優れ
た耐酸化性を持たせることができる。
にもかかわらず、Ｓｊ，Ｍｍの効果によって同一水準の
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に係る球状
黒鉛オーステナィト鋳鉄は基地組織および伸びとＮｉ，
Ｍｎ，Ｓｉ合金量と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、各成分元素を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ィト鋳鉄とは異なり、オーステ
ナィト組織および高い伸びと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Ｄｍ ｑ℃−Ｎｉ・Ｓｉ
・Ｃｒ３５５２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Ｎｉ３０％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含有量をおよ
そ２／５〜１／２に減らしてもニレジストＤ２より優れ
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。図面の簡単な説明第１図は
オーステナィ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・Ｓｉ鋳鉄
についてオーステナィ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・Ｓｉ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機なダイアグラム
、第９図は同じくその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・Ｓｉオ
ーステナィ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（５の音）である。
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。図面の簡単な説明第１図は
オーステナィ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・Ｓｉ鋳鉄
についてオーステナィ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・Ｓｉ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機なダイアグラム
、第９図は同じくその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・Ｓｉオ
ーステナィ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（５の音）である。
策／図
弟之図
第３図
第４図
第５図
乗る図
第７図
第８図
弟？図
弟の図（ｘ５０）
第〃図（×Ｓの
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ２．０〜３．８％、Ｍｎ３〜１５％、Ｎｉ４〜３
２％、Ｓｉ３．５〜７％で、かつ（イ） Ｓｉ３．５％
超、４．２１％以下の範囲で（Ｎｉ＋７）（Ｍｎ＋３）
≧１２Ｓｉ＋６５Ｎｉ−０．５Ｍｎ≧３６／Ｓｉ−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（ロ） Ｓｉ４．２１％超、７％以下の範囲で（Ｎｉ
＋７）（Ｍｎ＋３）≧１２Ｓｉ＋６５Ｓｉ≦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 JPS5827951A (ja) | 1983-02-18 |
| JPS6012417B2 true 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) |
Families Citing this family (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 |
| US20100284849A1 (en) * | 2007-08-31 | 2010-11-11 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | Austenitic cast iron and manufacturing process for the same, austenitic-cast-iron cast product and component part for exhaust system |
| US8585837B2 (en) | 2009-02-09 | 2013-11-19 | Hokkou Metal Industry Co., Ltd. | High-manganese spheroidal graphite cast iron |
| PL2573199T3 (pl) * | 2010-05-21 | 2018-06-29 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | Żeliwo austenityczne, produkt odlewniczy z żeliwa austenitycznego i sposób wytwarzania produktu odlewniczego |
| JP7298862B2 (ja) * | 2018-11-05 | 2023-06-27 | 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
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5827951A (ja) | 1983-02-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4437913A (en) | Cobalt base alloy | |
| KR100616649B1 (ko) | 회주철 합금 및 내연 기관 주물 부재 | |
| US6881280B2 (en) | Iron-based alloy for internal combustion engine valve seat inserts and the like | |
| US3767389A (en) | Maraging stainless steel particularly for use in cast condition | |
| JPS6024353A (ja) | １２％Ｃｒ系耐熱鋼 | |
| WO2023134292A1 (zh) | 铸造铁基奥氏体抗蠕变钢及其制备方法、应用 | |
| JPH0559498A (ja) | フエライト系耐熱鋳鋼およびその製造方法 | |
| JPS5858248A (ja) | 耐熱用球状黒鉛鋳鉄 | |
| GB2147007A (en) | Spheroidal graphite ferrite cast iron | |
| JPH01252758A (ja) | 窒素強化Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金 | |
| JPH0124220B2 (ja) | ||
| JPS6012417B2 (ja) | 耐熱性球状黒鉛オ−ステナイト鋳鉄 | |
| CN106029924B (zh) | 发动机排气系统部件用球墨铸铁 | |
| JPS5946300B2 (ja) | 被削性にすぐれた冷間鍛造用鋼およびその製造方法 | |
| CN117363955A (zh) | 一种多类型析出相协同强化耐热合金及其制备方法 | |
| JP2003193176A (ja) | 耐熱球状黒鉛鋳鉄 | |
| KR102277730B1 (ko) | 열간가공성 및 인장 특성이 우수한 보론 함유 스테인리스강 및 그 제조 방법 | |
| KR910009874B1 (ko) | 니켈-크롬-철 합금과 이것으로 제조된 로롤러(furnace roller) | |
| US5096514A (en) | Heat-resistant ferritic cast steel having excellent thermal fatigue resistance | |
| JPS61117213A (ja) | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 | |
| JP3434180B2 (ja) | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼 | |
| JPS59193242A (ja) | 高珪素球状黒鉛鋳鉄 | |
| JPH0770713A (ja) | 耐熱鋳鋼 | |
| JPS61139649A (ja) | 耐熱鋳鋼 | |
| JPS6147900B2 (ja) |