JP2585014B2 - 快削性高強度低熱膨張鋳造合金及びその製造方法 - Google Patents
快削性高強度低熱膨張鋳造合金及びその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、高強度で且つ熱膨張が少なく、機械加工性
に優れ、精密機械部品等の用途に適した低コストの快削
性高強度低熱膨張合金及びその製造方法に関するもので
ある。
に優れ、精密機械部品等の用途に適した低コストの快削
性高強度低熱膨張合金及びその製造方法に関するもので
ある。
［従来の技術］ 現在、低熱膨張を目的として利用される実用金属材料
としては、36％Ni-Fe合金（インバー）、32％Ni-5％Co-
Fe合金（スーパーインバー）や、それら合金に鋳造性を
付与する目的でＣ、Siを２％前後添加した合金が知られ
ている。
としては、36％Ni-Fe合金（インバー）、32％Ni-5％Co-
Fe合金（スーパーインバー）や、それら合金に鋳造性を
付与する目的でＣ、Siを２％前後添加した合金が知られ
ている。
例えば、ニレジスト鋳鉄タイプＤ−５、特公昭60-515
47号公報（低熱膨張鋳鉄）がある。
47号公報（低熱膨張鋳鉄）がある。
このうち、36％Ni-Fe合金や、32％Ni-5％Co-Fe合金は
主として鋳塊を熱間加工あるいは、さらに冷間加工する
ことにより製造され、板材、棒材、線材の形で供給され
る。
主として鋳塊を熱間加工あるいは、さらに冷間加工する
ことにより製造され、板材、棒材、線材の形で供給され
る。
一方、鋳造合金は製品形状に近い形の鋳型内で鋳造さ
れるため、種々の形状の部品素材として供給される。そ
れぞれその特性により用途が異なるが、いずれも熱変形
が小さいことを利用し、各種分野で広く用いられてい
る。
れるため、種々の形状の部品素材として供給される。そ
れぞれその特性により用途が異なるが、いずれも熱変形
が小さいことを利用し、各種分野で広く用いられてい
る。
［発明が解決しようとする問題点］ 上記合金のうち、インバー、スーパーインバーは、室
温から100℃までの平均熱膨張係数αが2.0×10-6／℃以
下であり、熱膨張特性は十分満足されるが、熱間加工状
態での0.2％耐力において30kgf/mm2未満と不十分であ
る。これは冷間加工を加えることにより改善されるが、
多大な加工歪に由来する熱膨張特性の不安定さを生ずる
ため、高精度を要する場合、引続き焼なまし工程が不可
欠であり、これがために強度不足となってしまう問題点
があった。
温から100℃までの平均熱膨張係数αが2.0×10-6／℃以
下であり、熱膨張特性は十分満足されるが、熱間加工状
態での0.2％耐力において30kgf/mm2未満と不十分であ
る。これは冷間加工を加えることにより改善されるが、
多大な加工歪に由来する熱膨張特性の不安定さを生ずる
ため、高精度を要する場合、引続き焼なまし工程が不可
欠であり、これがために強度不足となってしまう問題点
があった。
また、主に提供される素材形状が板材、棒材、線材で
あるため、部品製作上、機械加工を経ることが多いが、
切削性が良好ではなく、また素材の多くが切りくずとな
ることから、機械加工コストが非常に高い問題点があっ
た。
あるため、部品製作上、機械加工を経ることが多いが、
切削性が良好ではなく、また素材の多くが切りくずとな
ることから、機械加工コストが非常に高い問題点があっ
た。
また特開昭61-183443号公報にみられる低熱膨張材料
では、インバー、スーパーインバーを基本組成とする合
金にCr、Mo、Ｗ、Ｖ等の元素を添加することにより0.2
％耐力が40kgf/mm2前後で、100℃までの熱膨張係数αが
3.1〜6.6×10-6／℃の材料が得られているが、圧延加工
を前提とする材料であって形状自由度の改善はなし得
ず、また組織中に黒鉛を含まないため、機械加工性にお
いてもインバーの域を出ていなかった。
では、インバー、スーパーインバーを基本組成とする合
金にCr、Mo、Ｗ、Ｖ等の元素を添加することにより0.2
％耐力が40kgf/mm2前後で、100℃までの熱膨張係数αが
3.1〜6.6×10-6／℃の材料が得られているが、圧延加工
を前提とする材料であって形状自由度の改善はなし得
ず、また組織中に黒鉛を含まないため、機械加工性にお
いてもインバーの域を出ていなかった。
一方、上記鋳造合金のうち、36％Ni-Fe鋳鉄では100℃
までの平均熱膨張係数αが、4.0〜6.0×10-6／℃で不十
分であり、特公昭60-51547号公報の低熱膨張鋳鉄では、
100℃までの平均熱膨張係数が4.0×10-6／℃以下で前記
36％Ni-Fe鋳鉄に比べ改善されているが、いずれの鋳鉄
も0.2％耐力が30kgf/mm2以下で不十分であった。
までの平均熱膨張係数αが、4.0〜6.0×10-6／℃で不十
分であり、特公昭60-51547号公報の低熱膨張鋳鉄では、
100℃までの平均熱膨張係数が4.0×10-6／℃以下で前記
36％Ni-Fe鋳鉄に比べ改善されているが、いずれの鋳鉄
も0.2％耐力が30kgf/mm2以下で不十分であった。
このように従来材では、0.2％耐力が40kgf/mm2以上
で、30〜100℃までの平均熱膨張係数αが4.0×10-6／℃
以下の特性を有し、かつ形状自由度および機械加工性を
兼ね備えた材料が得られなかった。
で、30〜100℃までの平均熱膨張係数αが4.0×10-6／℃
以下の特性を有し、かつ形状自由度および機械加工性を
兼ね備えた材料が得られなかった。
本発明者は、先に、特願昭61-308014号にて、前述の3
6％Ni-Fe合金（インバー）、32％Ni-5％Co-Fe合金（ス
ーパーインバー）及び特公昭60-51547号公報等の低熱膨
張鋳鉄等における問題点を解決するための合金として、
快削性低熱膨張合金を出願した。
6％Ni-Fe合金（インバー）、32％Ni-5％Co-Fe合金（ス
ーパーインバー）及び特公昭60-51547号公報等の低熱膨
張鋳鉄等における問題点を解決するための合金として、
快削性低熱膨張合金を出願した。
この発明は、32％Ni-5％Co-Feの組成からなる基地組
織の中に適正量の黒鉛を均一に分布せしめることによ
り、快削性と低熱膨張性を同時に得るようにしたもので
ある。
織の中に適正量の黒鉛を均一に分布せしめることによ
り、快削性と低熱膨張性を同時に得るようにしたもので
ある。
然しながら、この快削性低熱膨張合金は、強度につい
ては前記従来合金と同等であり、高強度低熱膨張性を要
求される用途に対しては不十分であった。
ては前記従来合金と同等であり、高強度低熱膨張性を要
求される用途に対しては不十分であった。
即ち、本発明は、室温から100℃における平均熱膨張
係数αが4.0×10-6／℃以下で、かつ0.2％耐力が40kgf/
mm2以上の機械加工性に優れた高強度低熱膨張鋳造合金
及びその製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
係数αが4.0×10-6／℃以下で、かつ0.2％耐力が40kgf/
mm2以上の機械加工性に優れた高強度低熱膨張鋳造合金
及びその製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
［問題点を解決するための手段］ 本発明の鋳造合金は重量基準にて、C:0.6〜1.0％,Si:
0.3〜1.0％,Mn:0.3〜1.0％,Cr:0.5〜1.5％,Nb:0.5〜1.5
％,Mg:0.02〜0.3％,Ca:0.02〜0.3％,Ti:0.1％以下を含
み、かつNi:30.0〜38.0％及びCo:8.0％以下をNi＋CO:3
4.0〜40.0％の範囲において含有し、残部不可避不純物
を含む鉄から成り、0.2％耐力が40kgf/mm2以上で、室温
から100℃までの平均熱膨張係数αが4.0×10-6／℃以下
で、且つ機械加工性に優れたことを特徴とする快削性高
強度低熱膨張鋳造合金であり、次に、前記組成の鋳造合
金を900〜1,100℃に加熱後、急冷処理し、さらに600〜7
00℃に再加熱後、徐冷処理を施すことにより、0.2％耐
力が40kgf/mm2以上、室温から100℃までの熱膨張係数α
が4.0×10-6／℃以下で、かつ機械加工性に優れたこと
を特徴とする快削性高強度低熱膨張鋳造合金の製造方法
である。
0.3〜1.0％,Mn:0.3〜1.0％,Cr:0.5〜1.5％,Nb:0.5〜1.5
％,Mg:0.02〜0.3％,Ca:0.02〜0.3％,Ti:0.1％以下を含
み、かつNi:30.0〜38.0％及びCo:8.0％以下をNi＋CO:3
4.0〜40.0％の範囲において含有し、残部不可避不純物
を含む鉄から成り、0.2％耐力が40kgf/mm2以上で、室温
から100℃までの平均熱膨張係数αが4.0×10-6／℃以下
で、且つ機械加工性に優れたことを特徴とする快削性高
強度低熱膨張鋳造合金であり、次に、前記組成の鋳造合
金を900〜1,100℃に加熱後、急冷処理し、さらに600〜7
00℃に再加熱後、徐冷処理を施すことにより、0.2％耐
力が40kgf/mm2以上、室温から100℃までの熱膨張係数α
が4.0×10-6／℃以下で、かつ機械加工性に優れたこと
を特徴とする快削性高強度低熱膨張鋳造合金の製造方法
である。
［作用］ 本発明において、高強度低熱膨張特性と良好な機械加
工性が得られるのは、適正範囲量のNi,Co,Feの基地組成
によって低熱膨張性を発現せしめ、更に、基地中にCr,N
bを固溶させることによって、オーステナイト基地を強
化して高強度化せしめる。また組織中に適正量の黒鉛を
均一に分布させて、切削時の切りくずの分断効果と刃物
の潤滑効果を得ることにより機械加工性の向上を実現し
得たものである。
工性が得られるのは、適正範囲量のNi,Co,Feの基地組成
によって低熱膨張性を発現せしめ、更に、基地中にCr,N
bを固溶させることによって、オーステナイト基地を強
化して高強度化せしめる。また組織中に適正量の黒鉛を
均一に分布させて、切削時の切りくずの分断効果と刃物
の潤滑効果を得ることにより機械加工性の向上を実現し
得たものである。
更に熱処理によって炭化物の基地中への固溶、合金元
素濃度の均一化、過飽和固溶炭素の黒鉛化および基地中
Ｃ濃度の低下により、高Ｃ含有、熱膨張係数阻害元素で
あるCr,Nbの添加にもかかわらず、熱膨張係数の増加を
最小限としながら、強度と機械加工性の向上を達成し得
たものである。
素濃度の均一化、過飽和固溶炭素の黒鉛化および基地中
Ｃ濃度の低下により、高Ｃ含有、熱膨張係数阻害元素で
あるCr,Nbの添加にもかかわらず、熱膨張係数の増加を
最小限としながら、強度と機械加工性の向上を達成し得
たものである。
即ち、本発明者は、前記特定組成の鋳造合金を900〜
1,100℃に加熱后、急冷処理し、さらにその後、600〜70
0℃に加熱后、徐冷処理することにより、該合金の30〜1
00℃間における平均熱膨張係数αを4.0×10-6／℃以下
とし、かつ0.2％耐力が40kgf/mm2以上で機械加工性に優
れたものとすることを知見し本発明に至ったものであ
る。
1,100℃に加熱后、急冷処理し、さらにその後、600〜70
0℃に加熱后、徐冷処理することにより、該合金の30〜1
00℃間における平均熱膨張係数αを4.0×10-6／℃以下
とし、かつ0.2％耐力が40kgf/mm2以上で機械加工性に優
れたものとすることを知見し本発明に至ったものであ
る。
先ず、本発明の熱処理について述べる。
本発明合金のようにＣの高い材料においてCr,Nbを添
加すると、鋳造状態では炭化物を形成して、基地に固溶
する有効Cr,Nbが少なく、単に熱膨張係数の増大を招く
だけで強化効果が十分に得られない。
加すると、鋳造状態では炭化物を形成して、基地に固溶
する有効Cr,Nbが少なく、単に熱膨張係数の増大を招く
だけで強化効果が十分に得られない。
そのため高温に加熱して炭化物を分解して、Cr,Nbを
基地中に固溶させる必要がある。その目的に対して900
℃未満の温度では効果が不十分で、40kgf/mm2以上の0.2
％耐力が得られず、また1,100℃を超えると結晶粒の粗
大化による害が現われ、結果として強度向上が漸減する
ので、加熱温度は900〜1,100℃とする。
基地中に固溶させる必要がある。その目的に対して900
℃未満の温度では効果が不十分で、40kgf/mm2以上の0.2
％耐力が得られず、また1,100℃を超えると結晶粒の粗
大化による害が現われ、結果として強度向上が漸減する
ので、加熱温度は900〜1,100℃とする。
加熱後の冷却が遅い場合、一旦固溶したCr,Nbが再び
Ｃと結び付いて炭化物を形成するため急冷処理を施す。
この急冷処理は合金元素の偏析を緩和し、熱膨張係数を
低下させる効果も有す。この状態において、基地中には
900〜1,100℃でのＣ溶解度に相当するＣが固溶してい
る。即ち本来の室温でのＣ溶解度に対して過飽和なＣが
基地中に存在するため低い熱膨張係数が得られない。
Ｃと結び付いて炭化物を形成するため急冷処理を施す。
この急冷処理は合金元素の偏析を緩和し、熱膨張係数を
低下させる効果も有す。この状態において、基地中には
900〜1,100℃でのＣ溶解度に相当するＣが固溶してい
る。即ち本来の室温でのＣ溶解度に対して過飽和なＣが
基地中に存在するため低い熱膨張係数が得られない。
本発明において、急冷後に600〜700℃に加熱する目的
は、過飽和に固溶したＣを黒鉛として析出することにあ
る。600℃未満の加熱温度では、Ｃ原子の移動が遅く黒
鉛化の進行が期待できず、また、700℃を越す加熱温度
では、Ｃは固溶Cr,Nbと結び付いて黒鉛化を阻害し、か
えって熱膨張係数の増大を招くので、急冷後の加熱温度
を600〜700℃の範囲に限定した。
は、過飽和に固溶したＣを黒鉛として析出することにあ
る。600℃未満の加熱温度では、Ｃ原子の移動が遅く黒
鉛化の進行が期待できず、また、700℃を越す加熱温度
では、Ｃは固溶Cr,Nbと結び付いて黒鉛化を阻害し、か
えって熱膨張係数の増大を招くので、急冷後の加熱温度
を600〜700℃の範囲に限定した。
次に本発明の合金組成成分を夫々定めた理由について
述べる。
述べる。
C :快削性を得るためには、容積率で１％以上の黒鉛が
必要であり、本発明の熱処理にても基地中に固溶する0.
3％と黒鉛を得るための0.3％の合計0.6％以上を添加す
る。又Ｃは、溶解温度を下げるほか、0.2％耐力を高め
る効果がある。しかし、1.0％を超えると熱処理によっ
ても基地中Ｃが高く、熱膨張係数が増大するのでＣを0.
6〜1.0％とした。
必要であり、本発明の熱処理にても基地中に固溶する0.
3％と黒鉛を得るための0.3％の合計0.6％以上を添加す
る。又Ｃは、溶解温度を下げるほか、0.2％耐力を高め
る効果がある。しかし、1.0％を超えると熱処理によっ
ても基地中Ｃが高く、熱膨張係数が増大するのでＣを0.
6〜1.0％とした。
Si:鋳造性向上及び脱酸効果を得るためには0.3％以上必
要であるが、1.0％を超えると熱膨張係数の増加が無視
できなくなるので、0.3〜1.0％とした。
要であるが、1.0％を超えると熱膨張係数の増加が無視
できなくなるので、0.3〜1.0％とした。
Mn:脱酸効果を得るため0.3％以上必要であるが、1.0％
を越すと偏析を生成して熱膨張係数が大となるので、0.
3％〜1.0％とした。
を越すと偏析を生成して熱膨張係数が大となるので、0.
3％〜1.0％とした。
Cr:オーステナイト基地中に固溶させることにより、0.2
％耐力を向上させる。0.5％未満では効果が少なく、後
述のNbを添加しても0.2％耐力が40kgf/mm2未満であり、
1.5％を越すと、高温熱処理によっても炭化物が十分に
分解しないで残存し、強度向上が頭打ちとなるとともに
熱膨張係数が増大するので、0.5〜1.5％とした。
％耐力を向上させる。0.5％未満では効果が少なく、後
述のNbを添加しても0.2％耐力が40kgf/mm2未満であり、
1.5％を越すと、高温熱処理によっても炭化物が十分に
分解しないで残存し、強度向上が頭打ちとなるとともに
熱膨張係数が増大するので、0.5〜1.5％とした。
Nb:Crと同様の作用があり、やはり0.5％未満では効果が
少なく、1.5％を越すと未溶解炭化物と熱膨張係数の増
大を招くので、0.5〜1.5％とした。
少なく、1.5％を越すと未溶解炭化物と熱膨張係数の増
大を招くので、0.5〜1.5％とした。
Mg:延性、強度向上の目的で黒鉛を球状化させるために
添加する。そのためには0.02％以上必要であり、また0.
3％を越すと鋳造欠陥を発生しやすくなるので、0.02〜
0.30％とした。
添加する。そのためには0.02％以上必要であり、また0.
3％を越すと鋳造欠陥を発生しやすくなるので、0.02〜
0.30％とした。
Ca:Mgと同様の作用があり、かつ黒鉛球状化を得るため
のMg添加量を減ずることが可能となってMgによる欠陥を
抑える効果があるので添加する。
のMg添加量を減ずることが可能となってMgによる欠陥を
抑える効果があるので添加する。
そのためには0.02％以上必要で、0.3％を超えると健全
性が損われるので、0.02〜0.30％とした。
性が損われるので、0.02〜0.30％とした。
Ni:次に記すCoとともに熱膨張係数の低下に必要であ
り、30.0％未満ではCo量を調整しても熱膨張係数αが4.
0×10-6／℃以下とならず、38.0％を越えた場合熱膨張
係数αが4.0×10-6／℃を越えるので、30.0〜38.0％と
した。
り、30.0％未満ではCo量を調整しても熱膨張係数αが4.
0×10-6／℃以下とならず、38.0％を越えた場合熱膨張
係数αが4.0×10-6／℃を越えるので、30.0〜38.0％と
した。
Co:前述のNiとの組合せにより熱膨張係数の低下を実現
するために添加するが、8.0％を越えると、100℃までの
温度ではかえって熱膨張係数が増大し、コスト上からも
不利となるため、8.0％以下とした。
するために添加するが、8.0％を越えると、100℃までの
温度ではかえって熱膨張係数が増大し、コスト上からも
不利となるため、8.0％以下とした。
Ni＋Co:上記NiおよびCoの組成範囲においてもNi＋Coが3
4.0％未満と、40.0％超では熱膨張係数αが4.0×10-6／
℃超となるため、34.0〜40.0％とした。
4.0％未満と、40.0％超では熱膨張係数αが4.0×10-6／
℃超となるため、34.0〜40.0％とした。
Ti:強力な脱酸効果と硫化物、窒化物固定効果があり、
再生材使用の時、特に有効となるので添加する。0.1％
を越すと黒鉛球状化を阻害する作用があって、引張り強
さを低下させるので、0.1％以下とした。
再生材使用の時、特に有効となるので添加する。0.1％
を越すと黒鉛球状化を阻害する作用があって、引張り強
さを低下させるので、0.1％以下とした。
次に本発明の実施例について述べる。
［実施例］ 30KVA高周波電気炉を用いて、大気雰囲気における溶
解により、次の第１表に示す化学組成の供試材料を溶解
し、CO2珪砂型でJISG-5122号試験片と、同じくCO2珪砂
型でφ100mm×L200mmの丸棒を鋳造した。
解により、次の第１表に示す化学組成の供試材料を溶解
し、CO2珪砂型でJISG-5122号試験片と、同じくCO2珪砂
型でφ100mm×L200mmの丸棒を鋳造した。
試験片素材は1000℃に加熱後、水中急冷し、続いて65
0℃で加熱し、φ7.5mm×L50mmの熱膨張測定片とJIS4号
引張試験片に加工し、前者は30〜100℃間の熱膨張試験
に供し、後者は室温で引張試験を行った。
0℃で加熱し、φ7.5mm×L50mmの熱膨張測定片とJIS4号
引張試験片に加工し、前者は30〜100℃間の熱膨張試験
に供し、後者は室温で引張試験を行った。
丸棒素材も同じ熱処理を施し、加工性試験に供した。
なお、Niが0.3％を越えたNo.17は鋳造欠陥が発生したた
め測定しなかった。
なお、Niが0.3％を越えたNo.17は鋳造欠陥が発生したた
め測定しなかった。
第２表は供試合金の30〜100℃の平均熱膨張係数と0.2
％耐力を測定した結果であり、本発明合金は4.0×10-6
／℃以下の熱膨張係数と、40kgf/mm2以上の0.2％耐力が
得られた。
％耐力を測定した結果であり、本発明合金は4.0×10-6
／℃以下の熱膨張係数と、40kgf/mm2以上の0.2％耐力が
得られた。
第３表は、No.1合金について急冷温度と0.2％耐力の
関係を調べたものである。
関係を調べたものである。
このときの急冷后の加熱温度は650℃であった。
第４表は、急冷后の加熱温度と熱膨張係数の関係をN
o.2合金について調べたものである。このときの急冷温
度は1100℃であった。
o.2合金について調べたものである。このときの急冷温
度は1100℃であった。
第１図は本発明例及び比較例の機械加工により発生し
た切りくずの外観図である。図に示す如く本発明合金は
細かいＣ字型の切りくずを示し、切削性が良好であるこ
とがわかる。一方、組織中黒鉛を含まない比較合金では
長くラセン状に伸びた切りくずであり、切りくず処理性
において格段の差が認められた。
た切りくずの外観図である。図に示す如く本発明合金は
細かいＣ字型の切りくずを示し、切削性が良好であるこ
とがわかる。一方、組織中黒鉛を含まない比較合金では
長くラセン状に伸びた切りくずであり、切りくず処理性
において格段の差が認められた。
［発明の効果］ 本発明の快削性高強度低熱膨張鋳造合金によれば、従
来形状制約、加工コストの面で適用困難であった複雑形
状の高強度低熱膨張部品を容易に提供することが可能と
なり、また、高強度を利用すれば軽量化、薄肉化が実現
でき、各種精密工作機械、プレス機械、計測器械等に利
用した場合の効果は著大であることは明らかである。
来形状制約、加工コストの面で適用困難であった複雑形
状の高強度低熱膨張部品を容易に提供することが可能と
なり、また、高強度を利用すれば軽量化、薄肉化が実現
でき、各種精密工作機械、プレス機械、計測器械等に利
用した場合の効果は著大であることは明らかである。
第１図は、本発明例及び比較例における機械加工により
発生した切りくずの外観比較図である。
発生した切りくずの外観比較図である。
Claims (2)
- 【請求項１】重量基準にて、C:0.6〜1.0％,Si:0.3〜1.0
％,Mn:0.3〜1.0％,Cr:0.5〜1.5％,Nb:0.5〜1.5％,Mg:0.
02〜0.3％,Ca:0.02〜0.3％,Ti:0.1％以下を含み、かつN
i:30.0〜38.0％及びCo:8.0％以下をNi＋CO:34.0〜40.0
％の範囲において含有し、残部不可避不純物を含む鉄か
ら成り、0.2％耐力が40kgf/mm2以上で、室温から100℃
までの平均熱膨張係数αが4.0×10-6／℃以下で、且つ
機械加工性に優れたことを特徴とする快削性高強度低熱
膨張鋳造合金。 - 【請求項２】重量基準にて、C:0.6〜1.0％,Si:0.3〜1.0
％,Mn:0.3〜1.0％,Cr:0.5〜1.5％,Nb:0.5〜1.5％,Mg:0.
02〜0.3％,Ca:0.02〜0.3％,Ti:0.1％以下を含み、かつN
i:30.0〜38.0％及びCo:8.0％以下をNi＋CO:34.0〜40.0
％の範囲において含有し、残部不可避不純物を含む鉄か
ら成る合金を900〜1100℃に加熱後、急冷処理し更に600
〜700℃に再加熱後、徐冷処理を施すことにより、0.2％
耐力が40kg/mm2以上で、室温から100℃までの平均熱膨
張係数αが4.0×10-6／℃以下で、且つ機械加工性に優
れたことを特徴とする快削性高強度低熱膨張鋳造合金の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62209289A JP2585014B2 (ja) | 1987-08-25 | 1987-08-25 | 快削性高強度低熱膨張鋳造合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62209289A JP2585014B2 (ja) | 1987-08-25 | 1987-08-25 | 快削性高強度低熱膨張鋳造合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6455364A JPS6455364A (en) | 1989-03-02 |
| JP2585014B2 true JP2585014B2 (ja) | 1997-02-26 |
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ID=16570480
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62209289A Expired - Fee Related JP2585014B2 (ja) | 1987-08-25 | 1987-08-25 | 快削性高強度低熱膨張鋳造合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2585014B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US7100447B2 (en) * | 2004-12-07 | 2006-09-05 | Honeywell International Inc. | Super Invar magnetic return path for high performance accelerometers |
| CN101657661B (zh) | 2007-04-09 | 2013-02-13 | Nok株式会社 | 密封装置 |
-
1987
- 1987-08-25 JP JP62209289A patent/JP2585014B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
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|---|---|
| JPS6455364A (en) | 1989-03-02 |
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