JPH0826438B2 - 熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼 - Google Patents
熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼Info
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- JPH0826438B2 JPH0826438B2 JP3081647A JP8164791A JPH0826438B2 JP H0826438 B2 JPH0826438 B2 JP H0826438B2 JP 3081647 A JP3081647 A JP 3081647A JP 8164791 A JP8164791 A JP 8164791A JP H0826438 B2 JPH0826438 B2 JP H0826438B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車エンジンの排気
系部品等に適する耐熱鋳鋼に関し、特に良好な高温強
度、耐酸化性、鋳造性、加工性等を保持しているととも
に、熱疲労寿命が著しく改善されたフェライト系耐熱鋳
鋼に関する。
系部品等に適する耐熱鋳鋼に関し、特に良好な高温強
度、耐酸化性、鋳造性、加工性等を保持しているととも
に、熱疲労寿命が著しく改善されたフェライト系耐熱鋳
鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来の耐熱鋳鉄、耐熱鋳鋼としては、た
とえば表１に比較例として示すような組成のものがあ
る。自動車のエキゾーストマニフォールドやタービンハ
ウジング等の排気系部品等においては、使用条件が高温
で過酷であることから、表１に示すような高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄、ニレジスト鋳鉄（Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃｕ系オーステ
ナイト鋳鉄）等の耐熱鋳鉄や、特例的にオーステナイト
鋳鋼等の高価な高合金耐熱鋳鋼が採用されている。
とえば表１に比較例として示すような組成のものがあ
る。自動車のエキゾーストマニフォールドやタービンハ
ウジング等の排気系部品等においては、使用条件が高温
で過酷であることから、表１に示すような高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄、ニレジスト鋳鉄（Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃｕ系オーステ
ナイト鋳鉄）等の耐熱鋳鉄や、特例的にオーステナイト
鋳鋼等の高価な高合金耐熱鋳鋼が採用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このような従来の耐熱
鋳鉄、耐熱鋳鋼のうち、たとえば高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄や
ニレジスト鋳鉄は、比較的鋳造性が良好であるものの、
耐熱疲労性、あるいは耐酸化性といった耐久性に劣るこ
とから、９００℃以上の高温となる部材には適用できな
い。また、オーステナイト系耐熱鋳鋼等の高合金耐熱鋳
鋼は、９００℃以上での高温強度が優れているものの、
熱膨張係数が大きいことに起因して熱疲労寿命が短いと
いう欠点を有する。また鋳造性が悪いために、鋳造時に
ひけ巣や湯廻り不良等の鋳造欠陥が発生しやすく、さら
に機械加工性が悪いために、それから部品等を製造する
場合に、生産性が低いという問題点もあった。なお、そ
の他にフェライト系ステンレス鋳鋼もあるが、通常のフ
ェライト系ステンレス鋳鋼は、高温の耐久性を改善しよ
うとすると、室温における延性に乏しくなり、機械的衝
撃等の加わる部材には使用できないという問題がある。
鋳鉄、耐熱鋳鋼のうち、たとえば高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄や
ニレジスト鋳鉄は、比較的鋳造性が良好であるものの、
耐熱疲労性、あるいは耐酸化性といった耐久性に劣るこ
とから、９００℃以上の高温となる部材には適用できな
い。また、オーステナイト系耐熱鋳鋼等の高合金耐熱鋳
鋼は、９００℃以上での高温強度が優れているものの、
熱膨張係数が大きいことに起因して熱疲労寿命が短いと
いう欠点を有する。また鋳造性が悪いために、鋳造時に
ひけ巣や湯廻り不良等の鋳造欠陥が発生しやすく、さら
に機械加工性が悪いために、それから部品等を製造する
場合に、生産性が低いという問題点もあった。なお、そ
の他にフェライト系ステンレス鋳鋼もあるが、通常のフ
ェライト系ステンレス鋳鋼は、高温の耐久性を改善しよ
うとすると、室温における延性に乏しくなり、機械的衝
撃等の加わる部材には使用できないという問題がある。
【０００４】また自動車のエキゾーストマニフォールド
やタービンハウジング等の排気系部品等は、一部が固定
（拘束）された状態でエンジンの始動・停止により繰り
返し加熱・冷却される。そのため膨張・収縮を繰り返し
受け、変形や亀裂等の熱疲労が生じる。従って、変形や
亀裂を受けることなくできるだけ長時間使用することが
できるように、優れた熱疲労寿命を有する耐熱鋳鋼が望
まれている。
やタービンハウジング等の排気系部品等は、一部が固定
（拘束）された状態でエンジンの始動・停止により繰り
返し加熱・冷却される。そのため膨張・収縮を繰り返し
受け、変形や亀裂等の熱疲労が生じる。従って、変形や
亀裂を受けることなくできるだけ長時間使用することが
できるように、優れた熱疲労寿命を有する耐熱鋳鋼が望
まれている。
【０００５】従って本発明の目的は、従来の耐熱鋳鉄及
び耐熱鋳鋼の問題点を解決し、良好な高温強度、耐酸化
性、鋳造性、加工性等を保持するとともに、耐熱疲労性
（熱疲労寿命）が著しく改善されたフェライト系耐熱鋳
鋼を提供することである。
び耐熱鋳鋼の問題点を解決し、良好な高温強度、耐酸化
性、鋳造性、加工性等を保持するとともに、耐熱疲労性
（熱疲労寿命）が著しく改善されたフェライト系耐熱鋳
鋼を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的に鑑み鋭意研究
の結果、本発明者らは、Ｍｏの代わりに多量のＷを添加
し、かつＮｂ及び／又はＶ等を適量添加することによ
り、フェライト基地及び結晶粒界を強化し、室温におけ
る延性を損なわずに変態点を上昇させ、高温物性、特に
熱疲労寿命を向上することができることを見出し、本発
明に想到した。
の結果、本発明者らは、Ｍｏの代わりに多量のＷを添加
し、かつＮｂ及び／又はＶ等を適量添加することによ
り、フェライト基地及び結晶粒界を強化し、室温におけ
る延性を損なわずに変態点を上昇させ、高温物性、特に
熱疲労寿命を向上することができることを見出し、本発
明に想到した。
【０００７】すなわち、熱疲労寿命に優れた本発明のフ
ェライト系耐熱鋳鋼は、重量比率で Ｃ：０．０５〜０．４５％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｍｎ：０．３〜１．０％ Ｃｒ：１６．０〜２５．０％ Ｗ：１．２〜５．０％ Ｎｂおよび／またはＶ：０．０１〜１．０％（ただし各
々は０．５％以下） 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成を有し、通常のα相のほかにγ相からα相
＋炭化物に変態した相（以下α’相）を有するととも
に、α’相の面積率（α’／α＋α’）が２０〜９０％
であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域末満の温度で焼鈍
処理が施こされていることを特徴とする。このフェライ
ト系耐熱鋳鋼において、α相からγ相への変態点は９０
０℃以上であるのが好ましい。
ェライト系耐熱鋳鋼は、重量比率で Ｃ：０．０５〜０．４５％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｍｎ：０．３〜１．０％ Ｃｒ：１６．０〜２５．０％ Ｗ：１．２〜５．０％ Ｎｂおよび／またはＶ：０．０１〜１．０％（ただし各
々は０．５％以下） 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成を有し、通常のα相のほかにγ相からα相
＋炭化物に変態した相（以下α’相）を有するととも
に、α’相の面積率（α’／α＋α’）が２０〜９０％
であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域末満の温度で焼鈍
処理が施こされていることを特徴とする。このフェライ
ト系耐熱鋳鋼において、α相からγ相への変態点は９０
０℃以上であるのが好ましい。
【０００８】
【作用】フェライト系耐熱鋳鋼に、重量比率でＷを１．
２〜５．０％、Ｎｂおよび／またはＶを０．０１〜１．
０％添加し、その他に必要に応じてさらに、適当量のＮ
ｉ、Ｎを単独で又は組み合わせて添加すると、α’相を
含有する組織が得られ、それにより、従来の高合金鋳鋼
を上まわる耐熱疲労性及び耐酸化性を有し、室温におけ
る延性を損なうことなく耐熱鋳鉄と同等の鋳造性、加工
性を有し、かつ低価格な耐熱鋳鋼が得られる。さらに変
態点が９００℃以上となるので、耐熱疲労性が向上す
る。
２〜５．０％、Ｎｂおよび／またはＶを０．０１〜１．
０％添加し、その他に必要に応じてさらに、適当量のＮ
ｉ、Ｎを単独で又は組み合わせて添加すると、α’相を
含有する組織が得られ、それにより、従来の高合金鋳鋼
を上まわる耐熱疲労性及び耐酸化性を有し、室温におけ
る延性を損なうことなく耐熱鋳鉄と同等の鋳造性、加工
性を有し、かつ低価格な耐熱鋳鋼が得られる。さらに変
態点が９００℃以上となるので、耐熱疲労性が向上す
る。
【０００９】以下、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼の各
合金元素の組成範囲の限定理由について詳細に説明す
る。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼においては、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂおよび／またはＶを必須元素
とする。
合金元素の組成範囲の限定理由について詳細に説明す
る。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼においては、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂおよび／またはＶを必須元素
とする。
【００１０】（１）Ｃ（炭素）：０．０５〜０．４５％ Ｃは、溶湯の流動性すなわち鋳造性を改善するととも
に、α’相を適当量生成する作用を有し、さらには９０
０℃以上の高温における強度を高く維持する働きがあ
る。このような作用を有効に発揮するために、Ｃは０．
０５％以上必要である。なお、一般のフェライト系耐熱
鋳鋼では室温でα相のみであるが、炭素量の調整によ
り、高温から常温まで存在するα相のほかに、高温では
Ｃが固溶したγ相ができる。このγ相は冷却中に炭化物
を析出して（α相＋炭化物）に変態する。このような相
をα’相と呼ぶ。
に、α’相を適当量生成する作用を有し、さらには９０
０℃以上の高温における強度を高く維持する働きがあ
る。このような作用を有効に発揮するために、Ｃは０．
０５％以上必要である。なお、一般のフェライト系耐熱
鋳鋼では室温でα相のみであるが、炭素量の調整によ
り、高温から常温まで存在するα相のほかに、高温では
Ｃが固溶したγ相ができる。このγ相は冷却中に炭化物
を析出して（α相＋炭化物）に変態する。このような相
をα’相と呼ぶ。
【００１１】一方、Ｃの含有量が０．４５％を超えると
α’相が存在しにくくなって、マルテンサイト組織にな
り、また耐酸化性、耐食性及び加工性の低下を引き起こ
すＣｒ炭化物の析出が顕著になる。このためＣは０．０
５〜０．４５％とする。好ましいＣの含有量は０．１０
〜０．３０％である。
α’相が存在しにくくなって、マルテンサイト組織にな
り、また耐酸化性、耐食性及び加工性の低下を引き起こ
すＣｒ炭化物の析出が顕著になる。このためＣは０．０
５〜０．４５％とする。好ましいＣの含有量は０．１０
〜０．３０％である。
【００１２】（２）Ｓｉ（ケイ素）：０．４〜１．５％ Ｓｉは、本発明のＦｅ−Ｃｒ系合金のγ相の範囲を狭
め、組織の安定性を増し、耐酸化性の改善の効果もあ
る。さらに、鋳造性の改善、脱酸剤としての作用、鋳物
のピンホール欠陥の低減効果等もある。このような効果
を有効にするため、Ｓｉの含有量は０．４％以上とす
る。しかし多すぎると、Ｃとのバランス（炭素当量）に
より一次炭化物を粗大化し、鋳鋼の加工性を低下した
り、またフェライト基地組織中のＳｉ含有量が過多とな
って延性の低下を引き起こしたり、高温でのδ相を形成
したりする。このため、Ｓｉの含有量は１．５％以下と
する。好ましいＳｉの含有量は０．７〜１．５％であ
る。
め、組織の安定性を増し、耐酸化性の改善の効果もあ
る。さらに、鋳造性の改善、脱酸剤としての作用、鋳物
のピンホール欠陥の低減効果等もある。このような効果
を有効にするため、Ｓｉの含有量は０．４％以上とす
る。しかし多すぎると、Ｃとのバランス（炭素当量）に
より一次炭化物を粗大化し、鋳鋼の加工性を低下した
り、またフェライト基地組織中のＳｉ含有量が過多とな
って延性の低下を引き起こしたり、高温でのδ相を形成
したりする。このため、Ｓｉの含有量は１．５％以下と
する。好ましいＳｉの含有量は０．７〜１．５％であ
る。
【００１３】（３）Ｍｎ（マンガン）：０．３〜１．０
％ Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶湯の脱酸剤として有効であり、
また鋳造時の湯流れ性を向上させて生産性を改善する作
用を有する。このような作用を有効に発揮させため、Ｍ
ｎの含有量を０．３〜１．０％とする。好ましいＭｎの
含有量は０．４〜０．７％である。
％ Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶湯の脱酸剤として有効であり、
また鋳造時の湯流れ性を向上させて生産性を改善する作
用を有する。このような作用を有効に発揮させため、Ｍ
ｎの含有量を０．３〜１．０％とする。好ましいＭｎの
含有量は０．４〜０．７％である。
【００１４】（４）Ｃｒ（クロム）：１６．０〜２５．
０％ Ｃｒは耐酸化性を改善し、フェライト組織を安定にする
元素であるが、その効果を確実にするため１６．０％以
上とする。一方、多量の添加はＣｒの一次炭化物を粗大
化させ、高温でのδ相の形成を助長し、著しい脆化を引
き起こす。そのため、Ｃｒの上限を２５．０％とする。
好ましいＣｒの含有量は１７〜２２％である。
０％ Ｃｒは耐酸化性を改善し、フェライト組織を安定にする
元素であるが、その効果を確実にするため１６．０％以
上とする。一方、多量の添加はＣｒの一次炭化物を粗大
化させ、高温でのδ相の形成を助長し、著しい脆化を引
き起こす。そのため、Ｃｒの上限を２５．０％とする。
好ましいＣｒの含有量は１７〜２２％である。
【００１５】（５）Ｗ（タングステン）：１．２〜５．
０％ Ｗはフェライト基地を強化して室温における延性を損な
わずに高温強度を向上させる作用を有する。従って、耐
クリープ性及び変態点上昇による耐熱疲労性向上の目的
で、１．２％以上のＷを添加する。しかし、その含有量
が５．０％を超えると、粗大な共晶炭化物が生成し、延
性の低下及び機械加工性の悪化を引き起こすので、５．
０％以下とする。好ましいＷの含有量は１．２〜３％で
ある。なお、Ｗとほぼ同様の効果は、Ｍｏを添加しても
得られるが（ただし、Ｍｏは原子量でＷの２倍であるの
で、重量比率では添加量が１／２となる）、高温でＷの
方がＭｏより安定であるので、本発明ではＷを含有す
る。
０％ Ｗはフェライト基地を強化して室温における延性を損な
わずに高温強度を向上させる作用を有する。従って、耐
クリープ性及び変態点上昇による耐熱疲労性向上の目的
で、１．２％以上のＷを添加する。しかし、その含有量
が５．０％を超えると、粗大な共晶炭化物が生成し、延
性の低下及び機械加工性の悪化を引き起こすので、５．
０％以下とする。好ましいＷの含有量は１．２〜３％で
ある。なお、Ｗとほぼ同様の効果は、Ｍｏを添加しても
得られるが（ただし、Ｍｏは原子量でＷの２倍であるの
で、重量比率では添加量が１／２となる）、高温でＷの
方がＭｏより安定であるので、本発明ではＷを含有す
る。
【００１６】（６）Ｎｂ（ニオビウム）および／または
Ｖ（バナジウム）：０．０１〜１．０％ Ｎｂ及びＶはＣと結合して微細な炭化物を形成し、高温
での引張強さならびに耐熱疲労性を増大させる。またＣ
ｒの炭化物の生成を抑制することによって耐酸化性と切
削性を向上させる。このような目的でＮｂおよび／また
はＶの含有量は０．０１％以上とする。しかし、多量に
添加すると、結晶粒界に炭化物を形成し、またＮｂ及び
Ｖの炭化物を生成することによりＣが消費され、α’相
が形成されにくくなり、強度と延性が著しく低下するた
め、各々０．５０％以下（合計１．０％以下）とする。
好ましい実施例では、Ｎｂの含有量を０．０２〜０．１
％とする。なお、ＮｂとＶでは炭化物を形成する温度域
が異なるので、広い温度域にわたり析出強化（硬化）作
用が期待できる。従って、どちらか一方の単独含有のみ
ならず、複合添加により大きな効果が期待できる。
Ｖ（バナジウム）：０．０１〜１．０％ Ｎｂ及びＶはＣと結合して微細な炭化物を形成し、高温
での引張強さならびに耐熱疲労性を増大させる。またＣ
ｒの炭化物の生成を抑制することによって耐酸化性と切
削性を向上させる。このような目的でＮｂおよび／また
はＶの含有量は０．０１％以上とする。しかし、多量に
添加すると、結晶粒界に炭化物を形成し、またＮｂ及び
Ｖの炭化物を生成することによりＣが消費され、α’相
が形成されにくくなり、強度と延性が著しく低下するた
め、各々０．５０％以下（合計１．０％以下）とする。
好ましい実施例では、Ｎｂの含有量を０．０２〜０．１
％とする。なお、ＮｂとＶでは炭化物を形成する温度域
が異なるので、広い温度域にわたり析出強化（硬化）作
用が期待できる。従って、どちらか一方の単独含有のみ
ならず、複合添加により大きな効果が期待できる。
【００１７】好ましい実施例においては、上記必須元素
の他にＮｉ及びＮを単独で又は組み合わせて含有しても
よい。Ｎ及びＮｉの添加量の限定理由は以下の通りであ
る。
の他にＮｉ及びＮを単独で又は組み合わせて含有しても
よい。Ｎ及びＮｉの添加量の限定理由は以下の通りであ
る。
【００１８】（７）Ｎ（窒素）：０．０１〜０．１５％ Ｎは、Ｃと同様に高温強度及び耐熱疲労性を改善する元
素で、０．０１％以上で効果が現れる。一方、製造の安
定性を確保するためとＣｒ窒化物の析出により脆化を避
けるため、０．１５％以下とする。より好ましいＮの含
有量は０．０２〜０．０８％である。
素で、０．０１％以上で効果が現れる。一方、製造の安
定性を確保するためとＣｒ窒化物の析出により脆化を避
けるため、０．１５％以下とする。より好ましいＮの含
有量は０．０２〜０．０８％である。
【００１９】（８）Ｎｉ（ニッケル）：０．１〜２．０
％ Ｎｉは、Ｃと同様にγ相形成元素であり、α’相を適当
量存在させるためには、０．１％以上添加するのが好ま
しい。一方、２．０％を超えると耐酸化性の優れたα相
が減少し、かつα’相がマルテンサイト化して著しく延
性を低下させる。そのためＮｉ含有量を２．０％以下と
する。より好ましいＮｉの含有量は０．３〜１．５％で
ある。
％ Ｎｉは、Ｃと同様にγ相形成元素であり、α’相を適当
量存在させるためには、０．１％以上添加するのが好ま
しい。一方、２．０％を超えると耐酸化性の優れたα相
が減少し、かつα’相がマルテンサイト化して著しく延
性を低下させる。そのためＮｉ含有量を２．０％以下と
する。より好ましいＮｉの含有量は０．３〜１．５％で
ある。
【００２０】以上を要約すると、本発明のフェライト系
耐熱鋳鋼の組成は、重量比率で Ｃ：０．０５〜０．４５％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｍｎ：０．３〜１．０％ Ｃｒ：１６．０〜２５．０％ Ｗ：１．２〜５．０％ Ｎｂおよび／またはＶ：０．０１〜１．０％（ただし各
々は０．５％以下） 残部：Ｆｅ及び不可避不純物であり、 好ましい実施例では、重量比率で Ｃ：０．１０〜０．３０％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｍｎ：０．３〜１．０％ Ｃｒ：１６．０〜２５．０％ Ｗ：１．２〜５．０％ Ｎｂ：０．０１〜０．５％ Ｎｉ：０．１〜２．０％ Ｎ：０．０１〜０．１５％ 残部：Ｆｅ及び不可避不純物である。
耐熱鋳鋼の組成は、重量比率で Ｃ：０．０５〜０．４５％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｍｎ：０．３〜１．０％ Ｃｒ：１６．０〜２５．０％ Ｗ：１．２〜５．０％ Ｎｂおよび／またはＶ：０．０１〜１．０％（ただし各
々は０．５％以下） 残部：Ｆｅ及び不可避不純物であり、 好ましい実施例では、重量比率で Ｃ：０．１０〜０．３０％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｍｎ：０．３〜１．０％ Ｃｒ：１６．０〜２５．０％ Ｗ：１．２〜５．０％ Ｎｂ：０．０１〜０．５％ Ｎｉ：０．１〜２．０％ Ｎ：０．０１〜０．１５％ 残部：Ｆｅ及び不可避不純物である。
【００２１】上記組成を有する本発明のフェライト系耐
熱鋳鋼は、通常のα相のほかにγ相からα相＋炭化物に
変態したα’相を有する。なお通常のα相とは、δ（デ
ルタ）フェライトを意味する。また、析出した炭化物は
Ｆｅ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ等の炭化物（Ｍ２３Ｃ６、Ｍ７Ｃ
３、ＭＣ等）である。このα’相の面積率（α’／α＋
α’）が２０％未満では、室温における延性が低く、鋳
鋼は極めて脆い。一方、９０％を超えると硬くなりす
ぎ、室温における延性が低下するとともに、機械加工性
が著しく悪くなる。そのため面積率（α’／α＋α’）
は２０〜９０％とする。
熱鋳鋼は、通常のα相のほかにγ相からα相＋炭化物に
変態したα’相を有する。なお通常のα相とは、δ（デ
ルタ）フェライトを意味する。また、析出した炭化物は
Ｆｅ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ等の炭化物（Ｍ２３Ｃ６、Ｍ７Ｃ
３、ＭＣ等）である。このα’相の面積率（α’／α＋
α’）が２０％未満では、室温における延性が低く、鋳
鋼は極めて脆い。一方、９０％を超えると硬くなりす
ぎ、室温における延性が低下するとともに、機械加工性
が著しく悪くなる。そのため面積率（α’／α＋α’）
は２０〜９０％とする。
【００２２】フェライト系耐熱鋳鋼に対して、鋳造後に
γ＋α混合領域未満の温度で焼鈍処理を施す。このとき
の焼鈍処理の温度は、一般に７００〜８５０℃であり、
焼鈍時間は１〜１０時間である。これはα’相がγ相に
変態しない温度域である。なお使用温度域にα相からγ
相への変態点が存在すると、加熱−冷却のサイクルを受
けて発生する熱応力が増大し、熱疲労寿命が短くなる。
そのため９００℃以上の変態点を有する必要がある。こ
のように高い変態点を有するためには、フェライト生成
元素であるＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂとオーステナイト
生成元素であるＣ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎのバランスが適正
であることが必要である。
γ＋α混合領域未満の温度で焼鈍処理を施す。このとき
の焼鈍処理の温度は、一般に７００〜８５０℃であり、
焼鈍時間は１〜１０時間である。これはα’相がγ相に
変態しない温度域である。なお使用温度域にα相からγ
相への変態点が存在すると、加熱−冷却のサイクルを受
けて発生する熱応力が増大し、熱疲労寿命が短くなる。
そのため９００℃以上の変態点を有する必要がある。こ
のように高い変態点を有するためには、フェライト生成
元素であるＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂとオーステナイト
生成元素であるＣ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎのバランスが適正
であることが必要である。
【００２３】このような本発明のフェライト系耐熱鋳鋼
は、特に自動車の排気系部品を製造するのに適してい
る。自動車の排気系部品として、過給機付き直列４気筒
エンジンに取り付けられた一体構造型エキゾーストマニ
フォールドを図１に示す。エキゾーストマニフォールド
１はターボチャージャのタービンハウジング２に結合し
ており、またタービンハウジング２には、エキゾースト
アウトレットパイプ３を介して排気ガス浄化用触媒コン
バータ容器４が接続している。さらにコンバータ容器４
にはメインキャタライザ５が接続している。メインキャ
タライザ５の出口はマフラー（Ｄ）に連通している。一
方、タービンハウジング２は、インテークマニフォール
ドＢに連通しており、かつＣより吸気されるようになっ
ている。なお排気ガスはＡよりエキゾーストマニフォー
ルド１に流入する。
は、特に自動車の排気系部品を製造するのに適してい
る。自動車の排気系部品として、過給機付き直列４気筒
エンジンに取り付けられた一体構造型エキゾーストマニ
フォールドを図１に示す。エキゾーストマニフォールド
１はターボチャージャのタービンハウジング２に結合し
ており、またタービンハウジング２には、エキゾースト
アウトレットパイプ３を介して排気ガス浄化用触媒コン
バータ容器４が接続している。さらにコンバータ容器４
にはメインキャタライザ５が接続している。メインキャ
タライザ５の出口はマフラー（Ｄ）に連通している。一
方、タービンハウジング２は、インテークマニフォール
ドＢに連通しており、かつＣより吸気されるようになっ
ている。なお排気ガスはＡよりエキゾーストマニフォー
ルド１に流入する。
【００２４】エキゾーストマニフォールド１やタービン
ハウジング２は、熱容量を小さくするために、できるだ
け薄肉にするのが好ましい。エキゾーストマニフォール
ド１及びタービンハウジング２の肉厚は、例えば、それ
ぞれ２．５〜３．４ｍｍ、２．７〜４．１ｍｍである。
このような薄肉のフェライト系耐熱鋳鋼からなるエキゾ
ーストマニフォールド１やタービンハウジング２は、加
熱冷却のサイクルを受けても亀裂が生ずることがなく、
優れた耐久性を有する。
ハウジング２は、熱容量を小さくするために、できるだ
け薄肉にするのが好ましい。エキゾーストマニフォール
ド１及びタービンハウジング２の肉厚は、例えば、それ
ぞれ２．５〜３．４ｍｍ、２．７〜４．１ｍｍである。
このような薄肉のフェライト系耐熱鋳鋼からなるエキゾ
ーストマニフォールド１やタービンハウジング２は、加
熱冷却のサイクルを受けても亀裂が生ずることがなく、
優れた耐久性を有する。
【００２５】
【実施例】以下、本発明を実施例により詳細に説明す
る。
る。
【００２６】実施例１〜７、比較例１〜７ 表１に示す種類の組成のフェライト系耐熱鋳鋼につい
て、鋳造によりＪＩＳ規格のＹ形Ｂ号供試材を作製し
た。なお、鋳造にあたっては、１００ｋｇ用高周波炉を
用いて大気中溶解し、直ちに１５５０℃以上で出湯して
約１５００℃で注湯した。
て、鋳造によりＪＩＳ規格のＹ形Ｂ号供試材を作製し
た。なお、鋳造にあたっては、１００ｋｇ用高周波炉を
用いて大気中溶解し、直ちに１５５０℃以上で出湯して
約１５００℃で注湯した。
【００２７】
【００２８】
【００２９】実施例１〜７のフェライト系耐熱鋳鋼につ
いては、鋳造時の湯流れ性が良く、鋳造欠陥の発生が見
られなかった。次に、鋳造した本発明材（実施例１〜
７）の供試材（Ｙブロック）を加熱炉中にて８００℃で
２時間保持後空冷する熱処理を行った。一方、比較材
（比較例１〜７）はすべて鋳放しのまま試験に供した。
いては、鋳造時の湯流れ性が良く、鋳造欠陥の発生が見
られなかった。次に、鋳造した本発明材（実施例１〜
７）の供試材（Ｙブロック）を加熱炉中にて８００℃で
２時間保持後空冷する熱処理を行った。一方、比較材
（比較例１〜７）はすべて鋳放しのまま試験に供した。
【００３０】比較材（比較例１〜５）はいずれも自動車
のターボチャージャー用ハウジングやエキゾーストマニ
フォールド等の耐熱部品に使用されているもので、比較
例１の供試材は、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄であり、比較例２
の供試材はニレジスト球状黒鉛鋳鉄であり、比較例３の
供試材はＡＣＩ（Ａｌｌｏｙ Ｃａｓｔｉｎｇ Ｉｎｓ
ｔｉｔｕｔｅ）規格のＣＢ−３０であり、また比較例４
の供試材は、オーステナイト系耐熱鋳鋼（ＪＩＳ規格Ｓ
ＣＨ１２）と称されるものの一種であり、さらに比較例
５の供試材は、高性能エンジン用エキゾーストマニフォ
ールドに使われているフェライト系耐熱鋳鋼（ＮＳＨＲ
−Ｆ２、日立金属（株）の商標）である。
のターボチャージャー用ハウジングやエキゾーストマニ
フォールド等の耐熱部品に使用されているもので、比較
例１の供試材は、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄であり、比較例２
の供試材はニレジスト球状黒鉛鋳鉄であり、比較例３の
供試材はＡＣＩ（Ａｌｌｏｙ Ｃａｓｔｉｎｇ Ｉｎｓ
ｔｉｔｕｔｅ）規格のＣＢ−３０であり、また比較例４
の供試材は、オーステナイト系耐熱鋳鋼（ＪＩＳ規格Ｓ
ＣＨ１２）と称されるものの一種であり、さらに比較例
５の供試材は、高性能エンジン用エキゾーストマニフォ
ールドに使われているフェライト系耐熱鋳鋼（ＮＳＨＲ
−Ｆ２、日立金属（株）の商標）である。
【００３１】表１に示す通り、本発明材１〜７は変態点
が９００℃以上であり、比較材１及び３に比較して高い
ことがわかる。次に、鋳造後の各供試材を用いて、以下
に述べる各種の評価試験を行った。
が９００℃以上であり、比較材１及び３に比較して高い
ことがわかる。次に、鋳造後の各供試材を用いて、以下
に述べる各種の評価試験を行った。
【００３２】（１）室温引張試験 標点間距離が５０ｍｍ、標点間の直径が１４ｍｍの丸棒
試験片（ＪＩＳ規格４号試験片）を用いて行った。
試験片（ＪＩＳ規格４号試験片）を用いて行った。
【００３３】（２）高温引張試験 標点間距離が５０ｍｍ、標点間の直径が１０ｍｍのつば
つき試験片を用いて、９００℃の温度で行った。
つき試験片を用いて、９００℃の温度で行った。
【００３４】（３）熱疲労試験 標点間距離が２０ｍｍ、標点間の直径が１０ｍｍの丸棒
試験片を用い、加熱冷却による伸び縮みを機械的に完全
に拘束した状態で、下記の条件下で、加熱冷却サイクル
を繰り返し、熱疲労破壊を起こさせた。
試験片を用い、加熱冷却による伸び縮みを機械的に完全
に拘束した状態で、下記の条件下で、加熱冷却サイクル
を繰り返し、熱疲労破壊を起こさせた。
【００３５】下限温度：１００℃ 上限温度：９００℃ 各１サイクル：１２分 なお、試験機として電気−油圧サーボ方式の熱疲労試験
機を用いた。
機を用いた。
【００３６】（４）酸化試験 直径１０ｍｍ×長さ２０ｍｍの丸棒試験片を作製し、９
００℃において２００時間大気中に保持し、取出し後に
ショットブラスト処理を施して酸化スケールを除去し、
酸化試験前後の単位面積当たりの重量変化（酸化減量：
ｍｇ／ｃｍ２）を求めることにより、耐酸化性を評価し
た。
００℃において２００時間大気中に保持し、取出し後に
ショットブラスト処理を施して酸化スケールを除去し、
酸化試験前後の単位面積当たりの重量変化（酸化減量：
ｍｇ／ｃｍ２）を求めることにより、耐酸化性を評価し
た。
【００３７】以上の室温引張試験の結果を表２に、高温
引張試験、熱疲労試験及び酸化試験の結果を表３にそれ
ぞれ示す。
引張試験、熱疲労試験及び酸化試験の結果を表３にそれ
ぞれ示す。
【００３８】
【００３９】
【００４０】表２及び表３から明らかなように、本発明
材１〜７はいずれも従来例である比較例１〜５の供試材
と比較して、高温強度、耐酸化性及び熱疲労寿命が著し
く改善されていることがわかる。これは適量のＷ、Ｎ
ｂ、Ｎｉ及びＮを含有することにより、フェライト基地
が強化され、室温の延性を損なわずに変態点が９００℃
以上に上昇したためである。また表２に示す通り、本発
明材１〜７は硬さ（ＨＢ）が１９２〜２３５と比較的低
く、機械加工性にも優れていることがわかる。さらに、
比較例６はＷが１．１５％と少ないために、また比較例
７はＳｉが１．５２％と多いために、いずれも熱疲労寿
命が短い。実施例６及び比較例５の耐熱鋳鋼について、
顕微鏡写真（１００倍）をそれぞれ図２及び図３に示
す。
材１〜７はいずれも従来例である比較例１〜５の供試材
と比較して、高温強度、耐酸化性及び熱疲労寿命が著し
く改善されていることがわかる。これは適量のＷ、Ｎ
ｂ、Ｎｉ及びＮを含有することにより、フェライト基地
が強化され、室温の延性を損なわずに変態点が９００℃
以上に上昇したためである。また表２に示す通り、本発
明材１〜７は硬さ（ＨＢ）が１９２〜２３５と比較的低
く、機械加工性にも優れていることがわかる。さらに、
比較例６はＷが１．１５％と少ないために、また比較例
７はＳｉが１．５２％と多いために、いずれも熱疲労寿
命が短い。実施例６及び比較例５の耐熱鋳鋼について、
顕微鏡写真（１００倍）をそれぞれ図２及び図３に示
す。
【００４１】次に、実施例３のフェライト系耐熱鋳鋼を
用いて、それそれ図１に示すエキゾーストマニフォール
ド（肉厚：２．５〜３．４ｍｍ）及びタービンハウジン
グ（肉厚：２．７〜４．１ｍｍ）を鋳造した。得られた
耐熱鋳鋼部品はいずれも健全なものであった。さらに、
これらの鋳造部品に機械加工を施して、切削性の評価を
行ったが、いずれのものにも何等問題は生じなかった。
用いて、それそれ図１に示すエキゾーストマニフォール
ド（肉厚：２．５〜３．４ｍｍ）及びタービンハウジン
グ（肉厚：２．７〜４．１ｍｍ）を鋳造した。得られた
耐熱鋳鋼部品はいずれも健全なものであった。さらに、
これらの鋳造部品に機械加工を施して、切削性の評価を
行ったが、いずれのものにも何等問題は生じなかった。
【００４２】次に、図１に示すように、エキゾーストマ
ニフォールドとターボチャージャハウジングを組み付け
た直列４気筒で排気量２０００ｃｃの高性能ガソリンエ
ンジンのテスト機により、耐久試験を実施した。試験条
件として、６０００回転での全負荷運転（連続１４分
間）−アイドリング（１分間）−完全停止（１４分間）
−アイドリング（１分間）を１サイクルとする熱冷（Ｇ
Ｏ−ＳＴＯＰ）サイクルを、５００サイクルまで実施し
た。全負荷時の排気ガス温度は、ターボチャージャハウ
ジングの入口で９３０℃であった。この条件下でのエキ
ゾーストマニフォールドの表面最高温度は集台部で約８
７０℃、ターボチャージャハウジングの表面最高温度は
ウェストゲート部で約８９０℃であった。評価試験の結
果、熱変形によるガス漏れや熱亀裂は生じず、優れた耐
久性及び信頼性を有することが確認された。
ニフォールドとターボチャージャハウジングを組み付け
た直列４気筒で排気量２０００ｃｃの高性能ガソリンエ
ンジンのテスト機により、耐久試験を実施した。試験条
件として、６０００回転での全負荷運転（連続１４分
間）−アイドリング（１分間）−完全停止（１４分間）
−アイドリング（１分間）を１サイクルとする熱冷（Ｇ
Ｏ−ＳＴＯＰ）サイクルを、５００サイクルまで実施し
た。全負荷時の排気ガス温度は、ターボチャージャハウ
ジングの入口で９３０℃であった。この条件下でのエキ
ゾーストマニフォールドの表面最高温度は集台部で約８
７０℃、ターボチャージャハウジングの表面最高温度は
ウェストゲート部で約８９０℃であった。評価試験の結
果、熱変形によるガス漏れや熱亀裂は生じず、優れた耐
久性及び信頼性を有することが確認された。
【００４３】一方、表４に示す化学成分の高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄によりエキゾーストマニフォールドを作製し、ま
た同表の化学成分のＮＩ−ＲＥＳＩＳＴ Ｄ２（ＩＮＣ
Ｏ社の商標名）なるオーステナイト球状黒鉛鋳鉄により
ターボチャージャハウジングを作製した。同じエンジン
にこれらの部品を取付けて、前記と同じ条件で試験を行
った。この結果、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄製エキゾーストマ
ニフォールドは、９８サイクルで集合部近傍に酸化によ
る熱亀裂が生じ、使用不能となった。その後、エキゾー
ストマニフォールドを実施例３のものに取り替え、試験
を続行したところ、３２４サイクル目にオーステナイト
球状黒鉛鋳鉄製のターボチャージャハウジングのスクロ
ール部に肉厚を貫通する亀裂が生じた。以上の結果、本
発明品であるエキゾーストマニフォールド及びターボチ
ャージャハウジングは、優れた耐熱性を有していること
が明らかとなった。
鉛鋳鉄によりエキゾーストマニフォールドを作製し、ま
た同表の化学成分のＮＩ−ＲＥＳＩＳＴ Ｄ２（ＩＮＣ
Ｏ社の商標名）なるオーステナイト球状黒鉛鋳鉄により
ターボチャージャハウジングを作製した。同じエンジン
にこれらの部品を取付けて、前記と同じ条件で試験を行
った。この結果、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄製エキゾーストマ
ニフォールドは、９８サイクルで集合部近傍に酸化によ
る熱亀裂が生じ、使用不能となった。その後、エキゾー
ストマニフォールドを実施例３のものに取り替え、試験
を続行したところ、３２４サイクル目にオーステナイト
球状黒鉛鋳鉄製のターボチャージャハウジングのスクロ
ール部に肉厚を貫通する亀裂が生じた。以上の結果、本
発明品であるエキゾーストマニフォールド及びターボチ
ャージャハウジングは、優れた耐熱性を有していること
が明らかとなった。
【００４４】
【００４５】
【００４６】
【発明の効果】以上に詳述した通り、本発明によれば、
フェライト系耐熱鋳鋼用の化学成分としてＭｏを添加せ
ずに多量のＷを添加することにより、それぞれフェライ
ト基地及び結晶粒界を強化し、室温における延性を損な
わずに、変態点を上昇させ、高温強度を向上している。
そのため、とくに重要な高温引張強度、耐熱疲労性、耐
酸化性について、従来の耐熱鋳鋼を上まわる特性を示
す。また、鋳造性、加工性に優れているので、安価に製
造することができる。このような本発明のフェライト系
耐熱鋳鋼は、熱疲労寿命が重要なエンジン排気系部品等
に特に好適である。
フェライト系耐熱鋳鋼用の化学成分としてＭｏを添加せ
ずに多量のＷを添加することにより、それぞれフェライ
ト基地及び結晶粒界を強化し、室温における延性を損な
わずに、変態点を上昇させ、高温強度を向上している。
そのため、とくに重要な高温引張強度、耐熱疲労性、耐
酸化性について、従来の耐熱鋳鋼を上まわる特性を示
す。また、鋳造性、加工性に優れているので、安価に製
造することができる。このような本発明のフェライト系
耐熱鋳鋼は、熱疲労寿命が重要なエンジン排気系部品等
に特に好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のフェライト系耐熱鋳鋼により作製し得
るエキゾーストマニフォールド及びタービンハウジング
を示す概略図である。
るエキゾーストマニフォールド及びタービンハウジング
を示す概略図である。
【図２】実施例６のフェライト系耐熱鋳鋼の金属組織を
表す顕微鏡写真（１００倍）である。
表す顕微鏡写真（１００倍）である。
【図３】比較例５の耐熱鋳鋼の金属組織を表す顕微鏡写
真（１００倍）である。
真（１００倍）である。
１・・・エキゾーストマニフォールド ２・・・タービンハウジング ３・・・エキゾーストアウトレットパイプ ４・・・コンバータ容器 ５・・・メインキャタライザ
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比率で Ｃ：０．０５〜０．４５％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｍｎ：０．３〜１．０％ Ｃｒ：１６．０〜２５．０％ Ｗ：１．２〜５．０％ Ｎｂおよび／またはＶ：０．０１〜１．０％（ただし各
々は０．５％以下） 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成を有し、通常のα相のほかにγ相からα相
＋炭化物に変態した相（以下α’相）を有するととも
に、α’相の面積率（α’／α＋α’）が２０〜９０％
であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域未満の温度で焼鈍
処理が施こされていることを特徴とする熱疲労寿命に優
れたフェライト系耐熱鋳鋼。 - 【請求項２】 請求項１に記載の熱疲労寿命に優れたフ
ェライト系耐熱鋳鋼において、さらに０．１〜２．０％
のＮｉを含有することを特徴とするフェライト系耐熱鋳
鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の熱疲労寿命に優
れたフェライト系耐熱鋳鋼において、さらに０．０１〜
０．１５％のＮを含有することを特徴とするフェライト
系耐熱鋳鋼。 - 【請求項４】 請求項１乃至３のいずれかに記載の熱疲
労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼において、α相か
らγ相への変態点が９００℃以上であることを特徴とす
るフェライト系耐熱鋳鋼。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3081647A JPH0826438B2 (ja) | 1990-03-27 | 1991-03-20 | 熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
| US07/674,949 US5152850A (en) | 1990-03-27 | 1991-03-26 | Heat-resistant, ferritic cast steel and exhaust equipment member made thereof |
| EP91302694A EP0449611B1 (en) | 1990-03-27 | 1991-03-27 | Heat resistant steel |
| DE69120129T DE69120129T2 (de) | 1990-03-27 | 1991-03-27 | Hitzebeständiger Stahl |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-77759 | 1990-03-27 | ||
| JP7775990 | 1990-03-27 | ||
| JP2-205462 | 1990-08-02 | ||
| JP20546290 | 1990-08-02 | ||
| JP3081647A JPH0826438B2 (ja) | 1990-03-27 | 1991-03-20 | 熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4317741A Division JP2542778B2 (ja) | 1992-11-02 | 1992-11-02 | 排気系部品 |
| JP9103875A Division JP3054102B2 (ja) | 1990-03-27 | 1997-04-07 | フェライト系耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04218645A JPH04218645A (ja) | 1992-08-10 |
| JPH0826438B2 true JPH0826438B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=27302511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3081647A Expired - Lifetime JPH0826438B2 (ja) | 1990-03-27 | 1991-03-20 | 熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5152850A (ja) |
| EP (1) | EP0449611B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0826438B2 (ja) |
| DE (1) | DE69120129T2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0530604B1 (en) * | 1991-08-21 | 1996-12-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant, ferritic cast steel, and exhaust equipment member made thereof |
| US5348073A (en) * | 1992-04-02 | 1994-09-20 | Hitachi Metals, Ltd. | Method and apparatus for producing cast steel article |
| JP2542778B2 (ja) * | 1992-11-02 | 1996-10-09 | 日立金属株式会社 | 排気系部品 |
| US5582657A (en) * | 1993-11-25 | 1996-12-10 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant, ferritic cast steel having high castability and exhaust equipment member made thereof |
| US6685881B2 (en) * | 2000-09-25 | 2004-02-03 | Daido Steel Co., Ltd. | Stainless cast steel having good heat resistance and good machinability |
| EP1553198A4 (en) * | 2002-06-14 | 2005-07-13 | Jfe Steel Corp | HEAT-RESISTANT FERRITIC STAINLESS STEEL AND ASSOCIATED METHOD OF MANUFACTURE |
| EP1826288B1 (en) * | 2006-02-23 | 2012-04-04 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Ferritic stainless steel cast iron, cast part using the ferritic stainless steel cast iron, and process for producing the cast part |
| JP5168713B2 (ja) * | 2006-02-23 | 2013-03-27 | 大同特殊鋼株式会社 | 薄肉鋳物部品及びその製造方法 |
| JP4521470B1 (ja) * | 2009-04-27 | 2010-08-11 | アイシン高丘株式会社 | フェライト系耐熱鋳鋼および排気系部品 |
| JP5626338B2 (ja) * | 2010-03-31 | 2014-11-19 | 日立金属株式会社 | 常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品 |
| CN103140595B (zh) * | 2010-10-01 | 2015-05-20 | 日立金属株式会社 | 具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件 |
| US10975718B2 (en) | 2013-02-12 | 2021-04-13 | Garrett Transportation I Inc | Stainless steel alloys, turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same |
| CN104032236B (zh) * | 2014-06-27 | 2016-02-10 | 南京赛达机械制造有限公司 | 一种可提高抗热裂性能的汽轮机叶片及其生产工艺 |
| KR101676243B1 (ko) | 2014-12-02 | 2016-11-30 | 현대자동차주식회사 | 고온 강도 및 내산화성이 우수한 내열주강 |
| JP6881119B2 (ja) * | 2017-07-14 | 2021-06-02 | 大同特殊鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼及び耐熱部材 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB337404A (ja) * | 1928-05-25 | 1930-10-29 | Fried. Krupp Aktiengesellschaft | |
| CH369481A (de) * | 1956-01-11 | 1963-05-31 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Verfahren zur Erhöhung der Kriechfestigkeit von Chromstahl |
| US2880085A (en) * | 1956-03-29 | 1959-03-31 | Firth Vickers Stainless Steels Ltd | Ferritic alloy steels for use at elevated temperatures |
| US3617258A (en) * | 1966-10-21 | 1971-11-02 | Toyo Kogyo Co | Heat resistant alloy steel |
| US3700432A (en) * | 1970-08-11 | 1972-10-24 | United States Steel Corp | Ferritic stainless steels with improved stretch-forming characteristics |
| US4799972A (en) * | 1985-10-14 | 1989-01-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for producing a high strength high-Cr ferritic heat-resistant steel |
| JPH01159354A (ja) * | 1987-12-16 | 1989-06-22 | Nissan Motor Co Ltd | 耐熱鋳鋼 |
-
1991
- 1991-03-20 JP JP3081647A patent/JPH0826438B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1991-03-26 US US07/674,949 patent/US5152850A/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-03-27 DE DE69120129T patent/DE69120129T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1991-03-27 EP EP91302694A patent/EP0449611B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69120129T2 (de) | 1996-11-14 |
| JPH04218645A (ja) | 1992-08-10 |
| DE69120129D1 (de) | 1996-07-18 |
| EP0449611A1 (en) | 1991-10-02 |
| US5152850A (en) | 1992-10-06 |
| EP0449611B1 (en) | 1996-06-12 |
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