JPS6247456A - 高シリコン黒鉛鋳鋼の製造方法 - Google Patents
高シリコン黒鉛鋳鋼の製造方法Info
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- JPS6247456A JPS6247456A JP18770285A JP18770285A JPS6247456A JP S6247456 A JPS6247456 A JP S6247456A JP 18770285 A JP18770285 A JP 18770285A JP 18770285 A JP18770285 A JP 18770285A JP S6247456 A JPS6247456 A JP S6247456A
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- steel
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- Shafts, Cranks, Connecting Bars, And Related Bearings (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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、高シリコン黒鉛鋳鋼とその製造方法に関する
ものである。
ものである。
例えば、エンジンのクランクシャフト或いはコンロッド
等は、従来、鍛造で作られているが、そのために、コス
トアンプになるという問題があった。
等は、従来、鍛造で作られているが、そのために、コス
トアンプになるという問題があった。
この問題を解決する方法の一つとして、従来。
クランクシャフト或いはコンロフト等を鍛造ではなく鋳
造で作ることが試みられている。鋳造で作れば非常にコ
ストダウンになるからである。
造で作ることが試みられている。鋳造で作れば非常にコ
ストダウンになるからである。
しかしながら、従来の試みはいずれも実用化には程遠い
ものであった。これは次の理由による。
ものであった。これは次の理由による。
即ち、クランクシャフト或いはコンロッド等を構成する
材料としては、高強度、高靭性が要求される。鋳造でき
、且つ、高強度、高靭性を備えた材料として例えば鋳鋼
があるが、鋳鋼は大きな押湯を必要とするという欠点が
ある。また、切削性が悪いため鋳鉄に比べて劣り機械加
工が困難である。
材料としては、高強度、高靭性が要求される。鋳造でき
、且つ、高強度、高靭性を備えた材料として例えば鋳鋼
があるが、鋳鋼は大きな押湯を必要とするという欠点が
ある。また、切削性が悪いため鋳鉄に比べて劣り機械加
工が困難である。
また、更には、高強度、高靭性のみならず高い切削性を
有する材料として、特公昭５９−２６６４５で提案され
ている高炭素球状黒鉛鋳鋼がある。
有する材料として、特公昭５９−２６６４５で提案され
ている高炭素球状黒鉛鋳鋼がある。
しかしながら、この材料は強度及び靭性が鋳鉄に近いも
のであり、従って、この材料でクランクシャフト或いは
コンロッド等を鋳造で作ることは難しかった。
のであり、従って、この材料でクランクシャフト或いは
コンロッド等を鋳造で作ることは難しかった。
また５特公昭３２−１０４６０．特公昭３１−９００７
で提案されている材料は鋳造性が劣り。
で提案されている材料は鋳造性が劣り。
従って、この材料でクランクシャフト或いはコンロッド
等を鋳造で作ることは難しかった。
等を鋳造で作ることは難しかった。
上記説明から分かるように、従来の材料を用いて鋳造で
エンジンのクランクシャフト或いはコンロッド等を作ろ
うとすると、鋳造性が悪かったり。
エンジンのクランクシャフト或いはコンロッド等を作ろ
うとすると、鋳造性が悪かったり。
切削性が劣ったり、或いは２強度が充分ではないという
問題があった。
問題があった。
本発明は、このような従来の技術の問題点を解決するも
のである。
のである。
本発明の技術的課題は、高強度、高靭性を保ちながら、
且つ、高い切削性を維持しながら、鋳造性の優れた新材
料を提供することにある。
且つ、高い切削性を維持しながら、鋳造性の優れた新材
料を提供することにある。
この技術的課題を達成するために１本発明にあっては次
のような手段が講じられている。
のような手段が講じられている。
即ち１本特定発明に係る高シリコン黒鉛鋳鋼というのは
１重量割合で。
１重量割合で。
Ｃ：０．４〜０．８％。
Ｓｉ：１．５〜３．０％。
Ｍｎ：２，５％以下。
Ｐ：０．０４％以下。
Ｓ：０．０１％以下。
Ｎｉ：０．５〜３．０％。
残部Ｆｅから成り、基地は微細なフェライトとパーライ
トとの二相混合であることを特徴とする。
トとの二相混合であることを特徴とする。
また２重付合発明に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の製造方法
というのは１重量割合で。
というのは１重量割合で。
Ｃ：０．４〜０．８％。
Ｓｉ：１．５〜３．０％。
Ｍｎ：２．５％以下。
Ｐ：０．０４％以下。
Ｓ：０．０１％以下。
Ｎｉ：０．５〜３．０％。
残部Ｆｅから成る溶鋼に残留マグネシウム量が０゜０１
〜０．０３％程度になるように１５００〜１６００°Ｃ
でマグネシウムを添加処理した後、鉄・珪素系の合金接
種剤を０．１〜０．５％接種して鋳造し、その後７００
〜８５０℃の温度範囲において約２時程度度保持し、そ
の後１０℃／ｍｉｎ以上でマルテンサイトが生成しない
程度の冷却速度で冷却することを特徴とする。
〜０．０３％程度になるように１５００〜１６００°Ｃ
でマグネシウムを添加処理した後、鉄・珪素系の合金接
種剤を０．１〜０．５％接種して鋳造し、その後７００
〜８５０℃の温度範囲において約２時程度度保持し、そ
の後１０℃／ｍｉｎ以上でマルテンサイトが生成しない
程度の冷却速度で冷却することを特徴とする。
以上が本発明で講じられている手段である。
本特定発明に係る高シリコン黒鉛鋳鋼において。
各成分の限定理由を説明する。
Ｃに関しては次の通りである。即ち、Ｃは鋳造性の向上
に有効であるが、０．４％未満では殆ど析出せず引は量
が増大する。逆に、０．８％を超えると、今度は２球状
黒鉛が得られるには得られるが２球状黒鉛がブルスアイ
型になりやすく２強度が低下する。従って、Ｃは０．４
〜０．８％とした。
に有効であるが、０．４％未満では殆ど析出せず引は量
が増大する。逆に、０．８％を超えると、今度は２球状
黒鉛が得られるには得られるが２球状黒鉛がブルスアイ
型になりやすく２強度が低下する。従って、Ｃは０．４
〜０．８％とした。
Ｓｉに関しては次の通りである。即ち、Ｓｔは鋳造性（
湯流れ性）の向上に有効であるが、１゜５％未満ではそ
の効果は小さい。逆に、３．０％を超えると、今度は、
鋳造割れを引き起こす原因になり、また、切削性も悪く
なる。従って、Ｓｔは１．５〜３．０％とした。なお、
ｉｔｉ度に黒鉛を析出させるためにもＳｉは１．５〜３
．０％カ良い。
湯流れ性）の向上に有効であるが、１゜５％未満ではそ
の効果は小さい。逆に、３．０％を超えると、今度は、
鋳造割れを引き起こす原因になり、また、切削性も悪く
なる。従って、Ｓｔは１．５〜３．０％とした。なお、
ｉｔｉ度に黒鉛を析出させるためにもＳｉは１．５〜３
．０％カ良い。
Ｍｎについては次の通りである。即ち、Ｍｎは。
脱酸剤として有効であり、また、Ｓの悪影響も除くが、
余分のＭｎは炭化物を安定にして材料を脆弱にする。ま
た、切削性を悪化させるし、二相混合の出現温度を向上
させる。従って、Ｍｎは２゜５％以下にした。
余分のＭｎは炭化物を安定にして材料を脆弱にする。ま
た、切削性を悪化させるし、二相混合の出現温度を向上
させる。従って、Ｍｎは２゜５％以下にした。
Ｐは、０．０４％を超えるとステダイトを晶出するので
材料が固くて脆くなる。従って、Ｐは可及的に０．０４
％以下にした。
材料が固くて脆くなる。従って、Ｐは可及的に０．０４
％以下にした。
Ｓは、ｏ、ｏｉ％を超えると材料を脆弱にするために、
Ｓは可及的に０．０１％以下にした。
Ｓは可及的に０．０１％以下にした。
Ｎｉについては、Ｓｔと同様の理由で０．５〜３．０％
とした。
とした。
本併合発明に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の製造方法におい
て、マグネシウム処理をするのは、析出した黒鉛を球状
化させるためである。マグネシウム処理にはＮｉ−Ｍｇ
合金を使用するのが望ましい。
て、マグネシウム処理をするのは、析出した黒鉛を球状
化させるためである。マグネシウム処理にはＮｉ−Ｍｇ
合金を使用するのが望ましい。
本発明のものが、高強度、高靭性を保ちながら。
且つ、高い切削性を維持しながら、鋳造へが優れている
理由を説明する。
理由を説明する。
本発明のものが高強度、高靭性（即ち、鋳鋼と同じ程度
の高強度、高靭性）及び高い切削性（即ち、鋳鉄と同じ
程度の高い切削性）を保っているのは、基地が微細なフ
ェライトとパーライトとの２相部合になっているためで
ある。
の高強度、高靭性）及び高い切削性（即ち、鋳鉄と同じ
程度の高い切削性）を保っているのは、基地が微細なフ
ェライトとパーライトとの２相部合になっているためで
ある。
本発明のものが鋳造性に優れている（即ち、鋳鉄と間し
程度の鋳造性）のは、Ｃ，Ｓｉ及びＮｉが前述の成分割
合で含まれているからである。即ち、高Ｓｉであるため
に、湯流れ性は極めて良く。
程度の鋳造性）のは、Ｃ，Ｓｉ及びＮｉが前述の成分割
合で含まれているからである。即ち、高Ｓｉであるため
に、湯流れ性は極めて良く。
また、黒鉛が球状に析出しているために引は欠陥が極め
て少ない（これに対して、ステンレス鋳鋼及び特公昭５
９−２６６４５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は、前に述
べた通り、鋳造性が悪い）。
て少ない（これに対して、ステンレス鋳鋼及び特公昭５
９−２６６４５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は、前に述
べた通り、鋳造性が悪い）。
斯くて２本発明のものは、高強度、高靭性を保ちながら
、且つ、高い切削性を維持しながら、鋳造性が優れてい
る。
、且つ、高い切削性を維持しながら、鋳造性が優れてい
る。
また、然も１本発明のものは、セメンタイトを析出させ
ずに黒鉛を析出させているために、耐熱亀裂性も充分で
ある。
ずに黒鉛を析出させているために、耐熱亀裂性も充分で
ある。
最後に２本発明に係る高シリコン黒鉛鋳鋼と特公昭５９
−２６６４５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼とはその組成
が非常に良く似かよっているが。
−２６６４５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼とはその組成
が非常に良く似かよっているが。
次の三つの点で明確に異なっていることを明らかにして
おく。
おく。
第１には、炭素濃度である。特公昭５９−２６６４５に
記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は、炭素濃度が非常に高い（
Ｃ：’１．８〜２．６％）のに対して１本発明に係る高
シリコン黒鉛鋳鋼は、炭素濃度が低い（Ｃ：０．４〜０
．８％）ことである（炭素濃度が低いと通常では鋳造性
が低下するが。
記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は、炭素濃度が非常に高い（
Ｃ：’１．８〜２．６％）のに対して１本発明に係る高
シリコン黒鉛鋳鋼は、炭素濃度が低い（Ｃ：０．４〜０
．８％）ことである（炭素濃度が低いと通常では鋳造性
が低下するが。
本発明のものは鋳造性が低下しないようにしている）。
第２には、冷却速度である。特公昭５９−２６６４５に
記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は、冷却速度が非常に遅い（
１０°Ｃ／ Ｈｒ ）のに対して３本発明に係る高シリ
コン黒鉛鋳鋼は、冷却速度が早い（１０℃／ ｍ ｉ
ｎ以上でマルテンサイトが生成しない程度）ことである
。
記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は、冷却速度が非常に遅い（
１０°Ｃ／ Ｈｒ ）のに対して３本発明に係る高シリ
コン黒鉛鋳鋼は、冷却速度が早い（１０℃／ ｍ ｉ
ｎ以上でマルテンサイトが生成しない程度）ことである
。
第３には、基地についてである。特公昭５９−２６６４
５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は粗大な黒鉛が析出して
いるが、これに対して９本発明のものの基地は、粗大な
黒鉛が析出せずフェライトとパーライトとの２相部合に
なっていることである。
５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼は粗大な黒鉛が析出して
いるが、これに対して９本発明のものの基地は、粗大な
黒鉛が析出せずフェライトとパーライトとの２相部合に
なっていることである。
本発明の作用は、以下の実施例からより一層明らかにさ
れる。
れる。
Ｃ：０．６％、Ｓｉ：２，５％の成分濃度を有する本実
施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の鋳造試験を行った。鋳
造試験において湯流れ性は渦巻き型湯流れ試験片で調べ
た。なお、比較のために。
施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の鋳造試験を行った。鋳
造試験において湯流れ性は渦巻き型湯流れ試験片で調べ
た。なお、比較のために。
鋳鉄（ＪＩＳ ＦＣＤ７０）、ステンレス鋳鋼。
普通鋳鋼についても湯流れ試験を行った。この結果が第
１図に示されている。
１図に示されている。
鋳鉄（ＪＩＳ ＦＣＤ７０）の主な成分は。
Ｃ：３．８％、Ｓｉ：３．０％である。ステンレス鋳鋼
の主な成分は、ｃｏｏ、１５％、５ｉｌｌ。
の主な成分は、ｃｏｏ、１５％、５ｉｌｌ。
５％、Ｃｒ：１．２％である。普通鋳鋼の主な成分は、
Ｃ：０．３％、Ｓｉ：０．４％である。
Ｃ：０．３％、Ｓｉ：０．４％である。
第１図から分かるように２本実施例に係る高シリコン黒
鉛鋳鋼の湯流れ性は、普通鋳鋼に比べて約３刻時度高い
。これは高濃度のＳｉによるものと考えられる。
鉛鋳鋼の湯流れ性は、普通鋳鋼に比べて約３刻時度高い
。これは高濃度のＳｉによるものと考えられる。
鋳造用は性は、引は試験球により調査した。この結果が
第２図に示されている。第２図において。
第２図に示されている。第２図において。
（ａ）は鋳鉄、 （ｂ）はステンレス鋳鋼、 （Ｃ）は
普通鋳鋼、 （ｄ）は本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳
鋼である。
普通鋳鋼、 （ｄ）は本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳
鋼である。
第２図の（ｄ）から分かるように２本実施例に係る高シ
リコン黒鉛鋳鋼の引けは極めて少なく。
リコン黒鉛鋳鋼の引けは極めて少なく。
僅かに内引けが観察される程度に止まった。これは、Ｓ
ｉ、Ｎｉ等の黒鉛化促進元素の添加に起因するものであ
る。なお、これらの元素の添加により、セメンタイトが
析出せず黒鉛が析出しているために、耐熱亀裂性も良好
である。
ｉ、Ｎｉ等の黒鉛化促進元素の添加に起因するものであ
る。なお、これらの元素の添加により、セメンタイトが
析出せず黒鉛が析出しているために、耐熱亀裂性も良好
である。
第３図に示されるような実際のクランクシャフト１を鋳
造してＩＶ−ＩＶ断面で切断して引は巣状態を調査した
結果が第４図に示されている。第４図において、 （ａ
）は普通鋳鋼、 （ｂ）はＣ：０゜６％、Ｓｔ：２．５
％の本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼、 （Ｃ）はＣ
：０．６％、Ｓｉ：３゜０％の本実施例に係る高シリコ
ン黒鉛鋳鋼、 （ｄ）は球状黒鉛鋳鉄である。
造してＩＶ−ＩＶ断面で切断して引は巣状態を調査した
結果が第４図に示されている。第４図において、 （ａ
）は普通鋳鋼、 （ｂ）はＣ：０゜６％、Ｓｔ：２．５
％の本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼、 （Ｃ）はＣ
：０．６％、Ｓｉ：３゜０％の本実施例に係る高シリコ
ン黒鉛鋳鋼、 （ｄ）は球状黒鉛鋳鉄である。
第４図の（ｂ）、 （ｃ）から分かるように、実際の
クランクシャフトにおいても引は巣は僅かである。この
程度の引は巣ならば押し湯で充分対処することが出来る
。
クランクシャフトにおいても引は巣は僅かである。この
程度の引は巣ならば押し湯で充分対処することが出来る
。
第５図は１本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の鋳放し
組織の顕微鏡写真である。第６図は、熱処理後の組織の
顕微鏡写真である。いずれも倍率は１００倍である。
組織の顕微鏡写真である。第６図は、熱処理後の組織の
顕微鏡写真である。いずれも倍率は１００倍である。
第５図及び第６図から分かるように、低炭素領域（Ｃ：
０．５５％）であるにも関わらず、黒鉛が析出している
ことが分かる。これは、黒鉛化促進元素Ｓｉ、Ｎｉの添
加に基づくものである。また、熱処理後のＭｉ織（第６
図参照）は微細なフェライトとパーライトとの２相部合
組織であることが分かる。
０．５５％）であるにも関わらず、黒鉛が析出している
ことが分かる。これは、黒鉛化促進元素Ｓｉ、Ｎｉの添
加に基づくものである。また、熱処理後のＭｉ織（第６
図参照）は微細なフェライトとパーライトとの２相部合
組織であることが分かる。
鋳造性以外にも２本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の
特徴は、充分に硬度が低く、即ち、切削性が良く、然も
５引張強さ、伸び、疲労限界が高いという点が挙げられ
る。本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の引張強さくＫ
ｇ／ｍｍ２）、降伏点（Ｋｇ／ｍｍ”）、硬さくＨｖ）
、伸び（％）。
特徴は、充分に硬度が低く、即ち、切削性が良く、然も
５引張強さ、伸び、疲労限界が高いという点が挙げられ
る。本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の引張強さくＫ
ｇ／ｍｍ２）、降伏点（Ｋｇ／ｍｍ”）、硬さくＨｖ）
、伸び（％）。
疲れ限度（Ｋｇ／ｍｍ２）、ヤング率（Ｋｇ／ｍｍＺ
）は下記表１５表２の通りである。なお２表１、表２に
は比較のために２球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤ５０）、特公昭
５９−２６６４５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼、特公昭
３１−９００７に記載の球状黒鉛鋼についても、引張強
さ、降伏点、硬さ。
）は下記表１５表２の通りである。なお２表１、表２に
は比較のために２球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤ５０）、特公昭
５９−２６６４５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼、特公昭
３１−９００７に記載の球状黒鉛鋼についても、引張強
さ、降伏点、硬さ。
伸び、疲れ限度、ヤング率が記載されている。表１、表
２においては１本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼をＡ
１球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤ５０）をＢ。
２においては１本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼をＡ
１球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤ５０）をＢ。
特公昭５９−２６６４５に記載の高炭素球状黒鉛鋳鋼を
Ｃ１特公昭３１−９００７に記載の球状黒鉛鋼をＤで表
している。
Ｃ１特公昭３１−９００７に記載の球状黒鉛鋼をＤで表
している。
表１
表２
上記表１１表２から分かるように１本実施例に係る高シ
リコン黒鉛鋳鋼Ａは、フェライトが一様に分布している
ために１球状黒鉛鋼り、高炭素球状黒鉛鋳鋼Ｃと比べて
硬さは低い（換言すれば。
リコン黒鉛鋳鋼Ａは、フェライトが一様に分布している
ために１球状黒鉛鋼り、高炭素球状黒鉛鋳鋼Ｃと比べて
硬さは低い（換言すれば。
切削性が良い）にも関わらず２本実施例に係る高シリコ
ン黒鉛鋳鋼Ａは、それら以上の引張強さと伸びとを有し
ていることが分かる。また、疲れ限度も極めて高い。更
には、一般の鋳鉄と比較してヤング率も高い。
ン黒鉛鋳鋼Ａは、それら以上の引張強さと伸びとを有し
ていることが分かる。また、疲れ限度も極めて高い。更
には、一般の鋳鉄と比較してヤング率も高い。
本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼の熱処理方法（製造
方法）について説明する。
方法）について説明する。
機械的性質を向上させるためには、フェライトとパーラ
イトとの２相部合の結晶粒界を出来るだけ微細にするこ
とが重要である。結晶粒界が微細になればなる程、伸び
、疲労限度等が向上する。
イトとの２相部合の結晶粒界を出来るだけ微細にするこ
とが重要である。結晶粒界が微細になればなる程、伸び
、疲労限度等が向上する。
フェライトとパーライトとの２相部合の結晶粒界を出来
るだけ微細にするためには、出来るだけオーステナイト
領域の最下部（Ａ３変ｇ、ＡＣ□変態直上）で保持して
、その後空冷又は強制空冷を行う熱処理が必要である。
るだけ微細にするためには、出来るだけオーステナイト
領域の最下部（Ａ３変ｇ、ＡＣ□変態直上）で保持して
、その後空冷又は強制空冷を行う熱処理が必要である。
この保持温度は、下記の説明から分かるように、７００
〜８５０℃程度である。
〜８５０℃程度である。
二つの試料１．ＩＩについて保持温度と硬さとの関係を
調べた結果が第７図に示されている。第７図において保
持時間は約２時間である。試料Ｉは。
調べた結果が第７図に示されている。第７図において保
持時間は約２時間である。試料Ｉは。
Ｃ：０．６％、Ｓｉ：２．５％であり、試料■は。
Ｃ：１．２％、Ｓｉ：２．５％である。
第７図において、フェライトとパーライトとの２相部合
出現領域は、ハンチングが付されている部分、即ち、７
５０〜８００℃の間である。
出現領域は、ハンチングが付されている部分、即ち、７
５０〜８００℃の間である。
本実施例に係る高シリコン黒鉛鋳鋼を作るには冷却速度
も非常に大切である。即ち、冷却速度は。
も非常に大切である。即ち、冷却速度は。
１０℃／分以上で然もマルテンサイトが生成しない範囲
の冷却速度を選択する必要がある。
の冷却速度を選択する必要がある。
上記実施例の説明から分かるように１本発明によれば、
高強度、高靭性を保ちながら、且つ５高い切削性を維持
しながら、鋳造性の優れた新材料を得ることが出来ると
いう効果を奏する。
高強度、高靭性を保ちながら、且つ５高い切削性を維持
しながら、鋳造性の優れた新材料を得ることが出来ると
いう効果を奏する。
第１図は、鋳込み温度と湯流れ量との関係を表すグラフ
。 第２図は、引は試験球による試験結果を表す説明図。 第３図は、クランクシャフトの側面図。 第４図は、第３図のＩＶ−ｒＶ断面図。 第５図は１本実施例の高シリコン黒鉛鋳鋼の鋳放し組織
の顕微鏡写真（倍率１００倍）。 第６図は１本実施例の高シリコン黒鉛鋳鋼の熱処理組織
の顕微鏡写真（倍率１００倍）。 第７図は、保持温度と硬さとの関係を表すグラフである
。
。 第２図は、引は試験球による試験結果を表す説明図。 第３図は、クランクシャフトの側面図。 第４図は、第３図のＩＶ−ｒＶ断面図。 第５図は１本実施例の高シリコン黒鉛鋳鋼の鋳放し組織
の顕微鏡写真（倍率１００倍）。 第６図は１本実施例の高シリコン黒鉛鋳鋼の熱処理組織
の顕微鏡写真（倍率１００倍）。 第７図は、保持温度と硬さとの関係を表すグラフである
。
Claims (2)
- （１）重量割合で、 Ｃ：０．４〜０．８％、 Ｓｉ：１．５〜３．０％、 Ｍｎ：２．５％以下、 Ｐ：０．０４％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｉ：０．５〜３．０％、 残部Ｆｅから成り、基地は微細なフェライトとパーライ
トとの二相混合であることを特徴とする高シリコン黒鉛
鋳鋼。 - （２）重量割合で、 Ｃ：０．４〜０．８％、 Ｓｉ：１．５〜３．０％、 Ｍｎ：２．５％以下、 Ｐ：０．０４％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｉ：０．５〜３．０％、 残部Ｆｅから成る溶鋼に残留マグネシウム量が０．０１
〜０．０３％程度になるように１５００〜１６００℃で
マグネシウムを添加処理した後、鉄・珪素系の合金接種
剤を０．１〜０．５％接種して鋳造し、その後７００〜
８５０℃の温度範囲において約２時間程度保持し、その
後１０℃／ｍｉｎ以上でマルテンサイトが生成しない程
度の冷却速度で冷却することを特徴とする高シリコン黒
鉛鋳鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18770285A JPS6247456A (ja) | 1985-08-27 | 1985-08-27 | 高シリコン黒鉛鋳鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18770285A JPS6247456A (ja) | 1985-08-27 | 1985-08-27 | 高シリコン黒鉛鋳鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6247456A true JPS6247456A (ja) | 1987-03-02 |
| JPH0558051B2 JPH0558051B2 (ja) | 1993-08-25 |
Family
ID=16210662
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18770285A Granted JPS6247456A (ja) | 1985-08-27 | 1985-08-27 | 高シリコン黒鉛鋳鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6247456A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5823819A (en) * | 1996-06-07 | 1998-10-20 | Yazaki Corporation | Electric junction box |
-
1985
- 1985-08-27 JP JP18770285A patent/JPS6247456A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5823819A (en) * | 1996-06-07 | 1998-10-20 | Yazaki Corporation | Electric junction box |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0558051B2 (ja) | 1993-08-25 |
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