JPS63121635A - 高靭性合金鋳鉄 - Google Patents
高靭性合金鋳鉄Info
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- JPS63121635A JPS63121635A JP26762986A JP26762986A JPS63121635A JP S63121635 A JPS63121635 A JP S63121635A JP 26762986 A JP26762986 A JP 26762986A JP 26762986 A JP26762986 A JP 26762986A JP S63121635 A JPS63121635 A JP S63121635A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (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〕
本発明は石炭を粉砕するのに適した高靭性9合金鋳鉄と
その製造法に係り、特に、Cr/CIO〜12.5.W
/Mn0.6〜0.9で靭性を著しく向上させる高靭性
合金鋳鉄に関する。
その製造法に係り、特に、Cr/CIO〜12.5.W
/Mn0.6〜0.9で靭性を著しく向上させる高靭性
合金鋳鉄に関する。
従来1石炭粉砕輪に使用されている炭素2.7%。
クロム27%高炭素−高クロム鋳鉄は鋳放し状態のまま
及び歪取り焼鈍のみを施して使用している。
及び歪取り焼鈍のみを施して使用している。
しかし、最近、石炭粉砕輪において、稼動中のレース材
の摩耗量は下部レースでは上部レースの約半分と摩耗量
が少ない、その反面、割れが発生する問題が生じている
。この原因は鋳放し状態の残留オーステナイトが稼動中
に加工硬化を起こし、硬さが上昇して割れが発生する。
の摩耗量は下部レースでは上部レースの約半分と摩耗量
が少ない、その反面、割れが発生する問題が生じている
。この原因は鋳放し状態の残留オーステナイトが稼動中
に加工硬化を起こし、硬さが上昇して割れが発生する。
また、M 7 CaとM x a Ce炭化物の晶出に
よる靭性の低下が考えられる1例えば、特開昭60−2
58408号、特開昭61−41747号公報記載のよ
うな熱処理法等によっても靭性の改善は認められない。
よる靭性の低下が考えられる1例えば、特開昭60−2
58408号、特開昭61−41747号公報記載のよ
うな熱処理法等によっても靭性の改善は認められない。
上記従来技術による材料は鋳放し状態の基地中の残留オ
ーステナイト組織が稼動中に加工硬化を起し、マルテン
サイトへのNiff1f化で割れが発生する。また、M
7 Cs 、 M ZδC8炭化物が多量に晶出する
と炭化物のはく離した部分が起点となって割れが進展す
る。さらに、炭化物が粗大化すると炭化物自体が切欠き
となり、割れが発生し、靭性が低下する問題が生じた。
ーステナイト組織が稼動中に加工硬化を起し、マルテン
サイトへのNiff1f化で割れが発生する。また、M
7 Cs 、 M ZδC8炭化物が多量に晶出する
と炭化物のはく離した部分が起点となって割れが進展す
る。さらに、炭化物が粗大化すると炭化物自体が切欠き
となり、割れが発生し、靭性が低下する問題が生じた。
本発明の目的は鋳放し状態で残留するオーステナイトを
高温焼もどしによる繰返し操作で減少させ安定した組織
にするとともに、クロム炭化物を均一に分散させて、硬
さ、耐摩耗性を低下せずに靭性を向上させた高靭性2合
金鋳鉄及びその製造法を提供することにある。
高温焼もどしによる繰返し操作で減少させ安定した組織
にするとともに、クロム炭化物を均一に分散させて、硬
さ、耐摩耗性を低下せずに靭性を向上させた高靭性2合
金鋳鉄及びその製造法を提供することにある。
C問題点を解決するための手段〕
本発明は上記の目的を達成するため、!!量%で炭素1
,5〜2%、クロム15〜25%、タングステン1〜3
.5%、マンガン1.5〜4%、硅素1〜1.5%、モ
リブデン0.2〜1%、バナジウム0.2〜1%、及び
残部が鉄から成り、Cr/C10〜12.5%、 W
/ M n 0 、6〜0 、9の材料を焼もどすこと
によりマルテンサイトと残留オーステナイトからなる高
靭性基地中に適量のM 7 Cg炭化物と面積率8〜2
0%のM z s C6が均一に分散した安定した組織
としたしかもタングステンとマンガンの複合添加によっ
てM z s Ca炭化物の晶出する量を調節する働き
をするため、靭性の向上が図られた。また、同時に基地
中の強度を向上させるため、硬さ、耐摩耗性を低下せず
に靭性が上昇する。
,5〜2%、クロム15〜25%、タングステン1〜3
.5%、マンガン1.5〜4%、硅素1〜1.5%、モ
リブデン0.2〜1%、バナジウム0.2〜1%、及び
残部が鉄から成り、Cr/C10〜12.5%、 W
/ M n 0 、6〜0 、9の材料を焼もどすこと
によりマルテンサイトと残留オーステナイトからなる高
靭性基地中に適量のM 7 Cg炭化物と面積率8〜2
0%のM z s C6が均一に分散した安定した組織
としたしかもタングステンとマンガンの複合添加によっ
てM z s Ca炭化物の晶出する量を調節する働き
をするため、靭性の向上が図られた。また、同時に基地
中の強度を向上させるため、硬さ、耐摩耗性を低下せず
に靭性が上昇する。
さらに、上記の組成に450〜650℃の高温篩もどじ
を施すことにより、鋳放し状態での残留オーステナイト
を分解させることにより、安定した硬さが得られ、靭性
が向上することが知られた。
を施すことにより、鋳放し状態での残留オーステナイト
を分解させることにより、安定した硬さが得られ、靭性
が向上することが知られた。
また、同上の組成を850〜1075℃オーステナイト
化温度から冷却後1ζ50〜600℃の高温焼もどし温
度で繰返し操作を行なうことによって。
化温度から冷却後1ζ50〜600℃の高温焼もどし温
度で繰返し操作を行なうことによって。
残留オーステナイトを分解させることによって、硬さが
上昇し、耐摩耗性が低下せず、高靭性をもつことを特徴
とする高靭性1合金鋳鉄及びその製造法によって達成さ
れる。
上昇し、耐摩耗性が低下せず、高靭性をもつことを特徴
とする高靭性1合金鋳鉄及びその製造法によって達成さ
れる。
以下1本発明の作用について説明する1本発明の高靭性
2合金鋳鉄及びその製造法において1重量%で炭素1.
5〜2%、クロム15〜25%。
2合金鋳鉄及びその製造法において1重量%で炭素1.
5〜2%、クロム15〜25%。
タングステン1〜3.6%、マンガン1.5〜4%。
硅素1〜1.5%、モリブデン0.2〜1%、バナジウ
ム0.2〜1%としたのは炭素の一部は焼入に際して、
基地に溶解し硬さを高める。残りはクロム、タングステ
ン、モリブデン、バナジろムと結合して硬い炭化物を形
成し、面積率で13〜36%のM 7 CC炭化物を品
出し、耐摩耗性を高める。一方、M 2 s CC炭化
物は面積率で8〜20%に調節することにより、靭性を
上げる効果があることが明らかとなった。
ム0.2〜1%としたのは炭素の一部は焼入に際して、
基地に溶解し硬さを高める。残りはクロム、タングステ
ン、モリブデン、バナジろムと結合して硬い炭化物を形
成し、面積率で13〜36%のM 7 CC炭化物を品
出し、耐摩耗性を高める。一方、M 2 s CC炭化
物は面積率で8〜20%に調節することにより、靭性を
上げる効果があることが明らかとなった。
さらに、高温焼もどしにより、タングステン及びモリブ
デンはM a C炭化物を析出する。また、バナジウム
はMC炭化物を析出して、耐摩耗性の向上に寄与する。
デンはM a C炭化物を析出する。また、バナジウム
はMC炭化物を析出して、耐摩耗性の向上に寄与する。
すなわち、炭素量が1.5 %以下では炭化物を形成す
るための炭素量が少なく、2%以上ではかえフて靭性を
低下させるので、1.5〜2%が最適である。
るための炭素量が少なく、2%以上ではかえフて靭性を
低下させるので、1.5〜2%が最適である。
クロムは炭素と結合してM 70 a炭化物及びM z
s Ca炭化物が存在する。M7C3炭化物は耐摩耗
性及び硬さを高める。MzsCg炭化物は多量に晶出す
ると硬さ及び耐摩耗性を低下し、さらに、靭性が低下す
ることが知られている。しかし、第1rMに示すように
、Cr/C10”12.5 において、タングステン
とマンガン比を0.6〜0.9の@閥でMxsCe炭化
物を基地中に面積率で8〜20%にしてやると硬さを低
下させずに靭性が著しく向上することが明らかとなった
。その効果的な量は15%以下では硬さ及び耐摩耗性の
向上はなく、靭性の向上も認められない、25%以上で
はM 7 Ca炭化物の粗大化が顕著となり、また。
s Ca炭化物が存在する。M7C3炭化物は耐摩耗
性及び硬さを高める。MzsCg炭化物は多量に晶出す
ると硬さ及び耐摩耗性を低下し、さらに、靭性が低下す
ることが知られている。しかし、第1rMに示すように
、Cr/C10”12.5 において、タングステン
とマンガン比を0.6〜0.9の@閥でMxsCe炭化
物を基地中に面積率で8〜20%にしてやると硬さを低
下させずに靭性が著しく向上することが明らかとなった
。その効果的な量は15%以下では硬さ及び耐摩耗性の
向上はなく、靭性の向上も認められない、25%以上で
はM 7 Ca炭化物の粗大化が顕著となり、また。
MzsCB炭化物が多量になると硬さ、耐摩耗、とくに
靭性が著しく低下する。その量は15〜25%にするこ
とが望ましい。
靭性が著しく低下する。その量は15〜25%にするこ
とが望ましい。
タングステンはその一部は炭素と結合して、MsC炭化
物を形成し、残部は基地に固溶し、基地をち密なマルテ
ンサイト組織にし、靭性を向上させる。また、マンガン
との複合添加により、りングステンとマンガンの比が0
.6〜0.9でM 2 s Ce炭化物を面積率で8〜
20%にしてやる。
物を形成し、残部は基地に固溶し、基地をち密なマルテ
ンサイト組織にし、靭性を向上させる。また、マンガン
との複合添加により、りングステンとマンガンの比が0
.6〜0.9でM 2 s Ce炭化物を面積率で8〜
20%にしてやる。
と靭性をさらに向上させる元素である。
マンガンは基地を強化し、靭性の向上に寄与する元素で
ある。とくに、タングステンとマンガンの比が0.6〜
0.9でM x a Cs炭化物を8〜20%にすると
高い靭性値が得られることが知られた。
ある。とくに、タングステンとマンガンの比が0.6〜
0.9でM x a Cs炭化物を8〜20%にすると
高い靭性値が得られることが知られた。
その量が1.5 %以下では所望の靭性値が得られない
、4%以上になると残留オーステナイト量が増加し、安
定化により硬さがでなくなり、また鋳物に毛割れが生じ
やすくなるので1.5〜4%が最適含有量である。
、4%以上になると残留オーステナイト量が増加し、安
定化により硬さがでなくなり、また鋳物に毛割れが生じ
やすくなるので1.5〜4%が最適含有量である。
以下、炭素、クロム、タングステン、マンガン。
硅素、モリブデン、バナジウム、ニッケル、コバ′ルト
添加を具体的に示すための実施例の化学組成を第1表に
示す。
添加を具体的に示すための実施例の化学組成を第1表に
示す。
第1表において、16及び17は従来材で高炭X−高ク
ロム鋳鉄であり、マンガンが少なく、タングステンが添
加されていない組成である。11〜15は比較材であり
、11は本発明よりもタングステンが高く、15は炭素
及びタングステンが高くなっている。12は炭素とマン
ガンが本発明より高くなっている。13は炭素が高く、
14は炭素とクロムが高い組成である。
ロム鋳鉄であり、マンガンが少なく、タングステンが添
加されていない組成である。11〜15は比較材であり
、11は本発明よりもタングステンが高く、15は炭素
及びタングステンが高くなっている。12は炭素とマン
ガンが本発明より高くなっている。13は炭素が高く、
14は炭素とクロムが高い組成である。
試料は高周波溶解炉で溶解し、!I込み温度を一定にし
て砂型に鋳込んだ。放冷後は、25角×25角×10厚
さの試験片を切り出し、450〜600℃まで25℃間
隔の温度に十二時間後保持炉冷の操作を五目繰返してブ
リネル硬度計(HB)セ硬さの変化を測定した。
て砂型に鋳込んだ。放冷後は、25角×25角×10厚
さの試験片を切り出し、450〜600℃まで25℃間
隔の温度に十二時間後保持炉冷の操作を五目繰返してブ
リネル硬度計(HB)セ硬さの変化を測定した。
第2表は破壊靭性値、摩耗減量、硬さ、クロムと炭素の
比、タングステンとマンガンの比を示す。
比、タングステンとマンガンの比を示す。
第2表の第6欄はタングステンとマンガン比を示してい
るが、本発明材は0.6〜0.8であり、第2表の第5
欄は炭素とクロム比であるが本発明材はいずれも10〜
12.5となっている。
るが、本発明材は0.6〜0.8であり、第2表の第5
欄は炭素とクロム比であるが本発明材はいずれも10〜
12.5となっている。
第2表の第3欄及び第4111は鋳放しのままと熱処理
後の硬さを示す、鋳放しのままでは従来材はHB 32
0〜450と低くなっている。比較材の硬さは本発明と
同程度の値を示す8本発明の1〜10はHB488〜5
07と従来材より高くなっている。熱処理後の硬さでも
本発明材はHB611〜630と高い硬さが得られてい
る。
後の硬さを示す、鋳放しのままでは従来材はHB 32
0〜450と低くなっている。比較材の硬さは本発明と
同程度の値を示す8本発明の1〜10はHB488〜5
07と従来材より高くなっている。熱処理後の硬さでも
本発明材はHB611〜630と高い硬さが得られてい
る。
第2表第2paは研摩式摩耗試験による摩耗減量結果を
示す一摩耗試験方法は600rpmで回転する直径18
aaのターンテーブル上にエメリーペーパを張り、その
上にφIOXφ20Xφ15Qの台形試験片をターンテ
ーブル上におき、二分二十秒間摩耗させる方法である。
示す一摩耗試験方法は600rpmで回転する直径18
aaのターンテーブル上にエメリーペーパを張り、その
上にφIOXφ20Xφ15Qの台形試験片をターンテ
ーブル上におき、二分二十秒間摩耗させる方法である。
試験前後の重量差をもって摩耗量とし、耐摩耗性の検討
を行なった。
を行なった。
従来材の16.17及び比較材の11〜15は摩耗減量
が多くなっている0本発明である1〜1゜は摩耗減量が
16〜20 m gと非常に少なくなっており、耐摩耗
性は従来材の約1.5以上の良い結果を示している。
が多くなっている0本発明である1〜1゜は摩耗減量が
16〜20 m gと非常に少なくなっており、耐摩耗
性は従来材の約1.5以上の良い結果を示している。
第2表の第1欄は破壊靭性値結果を示す、試験片寸法は
12m角X12m角×90m長さに2IUノツチを入れ
たAs TMの金属材料破壊靭性試験方法で行なった。
12m角X12m角×90m長さに2IUノツチを入れ
たAs TMの金属材料破壊靭性試験方法で行なった。
比較材は従来材よりもやや高い値を示している。一方1
本発明の1〜1oは破壊靭性値が120〜130kg/
++m’/” ト従来材ヨ)Jモ非常に高い靭性が得ら
れることが明らかである。
本発明の1〜1oは破壊靭性値が120〜130kg/
++m’/” ト従来材ヨ)Jモ非常に高い靭性が得ら
れることが明らかである。
第3図は硬さと破壊靭性値の関係を示すが1本発明は高
硬度でありながら、高い破壊靭性値の関係を示している
。JI2図はCr/C,W/Mnと破壊靭性値の関係を
示しているが、Cr / 010〜12 、5 、 W
/ M n 0 、6〜0 、9の範回で高い破壊靭
性値を示している。
硬度でありながら、高い破壊靭性値の関係を示している
。JI2図はCr/C,W/Mnと破壊靭性値の関係を
示しているが、Cr / 010〜12 、5 、 W
/ M n 0 、6〜0 、9の範回で高い破壊靭
性値を示している。
以上の結果から明らかなように、石炭粉砕輪用高靭性9
合金鋳鉄及びその製造法において、炭素1.5〜2%、
クロム15〜25%、タングステン1〜3.5%、マン
ガン1.5〜4%、硅素1〜1.51%、モリブデン0
.2〜1%、バナジウム0.2〜1%、ニッケル、コバ
ルト、ニオビウム。
合金鋳鉄及びその製造法において、炭素1.5〜2%、
クロム15〜25%、タングステン1〜3.5%、マン
ガン1.5〜4%、硅素1〜1.51%、モリブデン0
.2〜1%、バナジウム0.2〜1%、ニッケル、コバ
ルト、ニオビウム。
チタンの一種または二種以上を0.1〜1%含み、残部
が鉄からなり、Cr/CIO〜12.5.W/M n
0 、6〜0.9で焼もどしマルテンサイトと残留オー
ステナイトから成る基地中にM a Ca炭化物及び面
積率8〜20%M x a C6が分散した金属組織で
硬度、耐摩耗性を低下せずに、高い破壊靭性値を持った
高靭性2合金鋳鉄及びその11造法が得られることが明
らかとなった。
が鉄からなり、Cr/CIO〜12.5.W/M n
0 、6〜0.9で焼もどしマルテンサイトと残留オー
ステナイトから成る基地中にM a Ca炭化物及び面
積率8〜20%M x a C6が分散した金属組織で
硬度、耐摩耗性を低下せずに、高い破壊靭性値を持った
高靭性2合金鋳鉄及びその11造法が得られることが明
らかとなった。
つぎに各成分の限定理由は次の通りである。
硅素は鉄鋼製錬において普通元素として分類され、鋼中
にある程度不可避的に含まれる成分であ\′り通常の脱
酸の目的で添加される程度であるが、溶湯の流動性及び
靭性を考慮して少なくとも多く′ても諸性質に悪影響を
及ぼすことから、1〜1.5%が最適含有量である。
にある程度不可避的に含まれる成分であ\′り通常の脱
酸の目的で添加される程度であるが、溶湯の流動性及び
靭性を考慮して少なくとも多く′ても諸性質に悪影響を
及ぼすことから、1〜1.5%が最適含有量である。
モリブデンは一部が炭素と結合してM e C炭化物を
形成し、残部は基地中に固溶し、焼もどしによる二次硬
化現象により硬さを増加させ、耐摩耗性に寄与する元素
でもある。また、熱処理作業の安定化のためにも役立つ
、多く添加されるとMaC炭化物が網目状になり、はく
離及び靭性に対して好ましくない、その量は0.2〜1
%で十分効果を発揮する。
形成し、残部は基地中に固溶し、焼もどしによる二次硬
化現象により硬さを増加させ、耐摩耗性に寄与する元素
でもある。また、熱処理作業の安定化のためにも役立つ
、多く添加されるとMaC炭化物が網目状になり、はく
離及び靭性に対して好ましくない、その量は0.2〜1
%で十分効果を発揮する。
バナジウムは炭素と結合してバナジウム炭化物を形成し
、耐摩耗性の向上と結晶程の微細化により、靭性の向上
が図られる。しかし、多く添加されると溶解作業及び研
削性が困難となる。好ましい量は0.2〜1%で十分で
ある。
、耐摩耗性の向上と結晶程の微細化により、靭性の向上
が図られる。しかし、多く添加されると溶解作業及び研
削性が困難となる。好ましい量は0.2〜1%で十分で
ある。
ニッケルは鋳物の組織を機側にし、オーステナイトにも
固溶して基地を強化する。また、クロム。
固溶して基地を強化する。また、クロム。
モリブデンと共有して焼入性を増加する。靭性の改善を
目的に0.5〜1%が好ましい量であり、多量に添加す
るとオーステナイトが増加して硬さがでなくなる。
目的に0.5〜1%が好ましい量であり、多量に添加す
るとオーステナイトが増加して硬さがでなくなる。
コバルトは高価な元素であるが、焼もどし抵抗性を高め
るもので0.5〜1%で十分な働きをする。
るもので0.5〜1%で十分な働きをする。
少なくても、多くても靭性に悪影響を及ぼす。
ニオビウムは一部炭素と結合してニオブ炭化物を形成す
る。ニオブ炭化物は硬い炭化物を生成して耐摩耗性を増
し、バナジウムの共存によってバナジウム炭化物の形態
を棒状から球状へ変えることによって靭性の向上が図ら
れる。その量は0.5〜1%で十分であり、0.5%以
下では耐摩耗性が劣り、1%上になるとニオブ炭化物が
角状となり、靭性に悪影響を及ぼす。
る。ニオブ炭化物は硬い炭化物を生成して耐摩耗性を増
し、バナジウムの共存によってバナジウム炭化物の形態
を棒状から球状へ変えることによって靭性の向上が図ら
れる。その量は0.5〜1%で十分であり、0.5%以
下では耐摩耗性が劣り、1%上になるとニオブ炭化物が
角状となり、靭性に悪影響を及ぼす。
チタンは一部炭素と結合してチタン炭化物を形成し、バ
ナジウム及びクロムと併用して用いると耐摩耗性及び靭
性がさらに向上する。最適範囲は0.5〜1%であり、
0.5%以下では靭性の向上はなく、1%以上になると
チタン炭化物が角状とな、す、靭性が低下する。
ナジウム及びクロムと併用して用いると耐摩耗性及び靭
性がさらに向上する。最適範囲は0.5〜1%であり、
0.5%以下では靭性の向上はなく、1%以上になると
チタン炭化物が角状とな、す、靭性が低下する。
本発明によれば高靭性2合金鋳鉄及びその製造法におい
て硬度と耐摩耗性を低下せずに、とくに、@壊靭性値を
著しく向上させることができる。
て硬度と耐摩耗性を低下せずに、とくに、@壊靭性値を
著しく向上させることができる。
第1図はMzsCa炭化物の面積率と破壊靭性値の関係
を示す図、第2図はCr / C、W/ M nと破壊
靭性値の関係を示す図、第3図は硬さと破壊靭性値の関
係を示す図である。 Kq・・・破壊靭性値。
を示す図、第2図はCr / C、W/ M nと破壊
靭性値の関係を示す図、第3図は硬さと破壊靭性値の関
係を示す図である。 Kq・・・破壊靭性値。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量%で炭素1.5〜2%、クロム15〜25%、
タングステン1〜3.5%、マンガン1.5〜4%、硅
素1〜1.5%、モリブデン0.2〜1%、バナジウム
0.2〜1%及び残部が鉄から成り、Cr/C10〜1
2.5、W/Mn0.6〜0.9で焼もどしマルテンサ
イトと残留オーステナイトからなる基地中にM_7C_
3炭化物及び面積率8〜20%のM_2_8C_6が分
散した金属組織であることを特徴とする高靭性合金鋳鉄
。 2、特許請求の範囲第1項の組成に、さらに、ニッケル
0.5〜1%にコバルト、ニオビウム、チタンの一種ま
たは二種以上を0.5〜1%含めたことを特徴とする高
靭性合金鋳鉄。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26762986A JPS63121635A (ja) | 1986-11-12 | 1986-11-12 | 高靭性合金鋳鉄 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26762986A JPS63121635A (ja) | 1986-11-12 | 1986-11-12 | 高靭性合金鋳鉄 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63121635A true JPS63121635A (ja) | 1988-05-25 |
Family
ID=17447337
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP26762986A Pending JPS63121635A (ja) | 1986-11-12 | 1986-11-12 | 高靭性合金鋳鉄 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63121635A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2004104253A1 (en) * | 2003-05-22 | 2004-12-02 | Weir Warman Limited | Wear resistant cast iron |
WO2005040441A1 (en) * | 2003-10-27 | 2005-05-06 | Global Tough Alloys Pty Ltd | Improved wear resistant alloy |
AU2004240953B2 (en) * | 2003-05-22 | 2009-10-08 | Weir Minerals Australia Ltd | Wear resistant cast iron |
JP2012219346A (ja) * | 2011-04-11 | 2012-11-12 | Kurimoto Ltd | 高クロム鋳鉄 |
-
1986
- 1986-11-12 JP JP26762986A patent/JPS63121635A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2004104253A1 (en) * | 2003-05-22 | 2004-12-02 | Weir Warman Limited | Wear resistant cast iron |
AU2004240953B2 (en) * | 2003-05-22 | 2009-10-08 | Weir Minerals Australia Ltd | Wear resistant cast iron |
US9222154B2 (en) | 2003-05-22 | 2015-12-29 | Weir Minerals Australia Ltd. | Wear resistant cast iron |
WO2005040441A1 (en) * | 2003-10-27 | 2005-05-06 | Global Tough Alloys Pty Ltd | Improved wear resistant alloy |
US8187529B2 (en) | 2003-10-27 | 2012-05-29 | Global Tough Alloys Pty Ltd. | Wear resistant alloy and method of producing thereof |
JP2012219346A (ja) * | 2011-04-11 | 2012-11-12 | Kurimoto Ltd | 高クロム鋳鉄 |
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