JP2632818B2 - 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 - Google Patents
耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金Info
- Publication number
- JP2632818B2 JP2632818B2 JP61271103A JP27110386A JP2632818B2 JP 2632818 B2 JP2632818 B2 JP 2632818B2 JP 61271103 A JP61271103 A JP 61271103A JP 27110386 A JP27110386 A JP 27110386A JP 2632818 B2 JP2632818 B2 JP 2632818B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- thermal fatigue
- temperature
- strength
- fatigue resistance
- copper alloy
- 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 - Fee Related
Links
Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、すぐれた耐熱疲労性と高強度を有し、し
たがって局部的に大きい熱応力が繰り返し作用する苛酷
な熱疲労条件下で使用される部材、例えば連続鋳造鋳
型、特に溶湯の急冷凝固薄帯製造用冷水回転ロール鋳型
の製造に用いるのに適した銅合金に関するものである。
たがって局部的に大きい熱応力が繰り返し作用する苛酷
な熱疲労条件下で使用される部材、例えば連続鋳造鋳
型、特に溶湯の急冷凝固薄帯製造用冷水回転ロール鋳型
の製造に用いるのに適した銅合金に関するものである。
従来、例えば特開昭60−52541号公報に記載されるよ
うに、鉄鋼の連続鋳造鋳型には、すぐれた高温強度と耐
熱疲労性、さらに耐熱性と耐酸化性が要求され、かつ40
〜90％（IACS％）の熱伝導度も必要とされることから、
これらの特性を具備した各種のCu−Cr系合金やCu−Cr−
Zr系合金が広く用いられている。
うに、鉄鋼の連続鋳造鋳型には、すぐれた高温強度と耐
熱疲労性、さらに耐熱性と耐酸化性が要求され、かつ40
〜90％（IACS％）の熱伝導度も必要とされることから、
これらの特性を具備した各種のCu−Cr系合金やCu−Cr−
Zr系合金が広く用いられている。
一方、近年における連続鋳造技術の進歩、発展に伴っ
て、鋳造鋳型は益々苛酷な環境下で使用される傾向にあ
り、特に生産性の向上や電磁撹拌技術の登場によって、
溶湯と接触する鋳型の表面温度は従来の300〜400℃から
400〜500℃へと次第に上昇してきている。
て、鋳造鋳型は益々苛酷な環境下で使用される傾向にあ
り、特に生産性の向上や電磁撹拌技術の登場によって、
溶湯と接触する鋳型の表面温度は従来の300〜400℃から
400〜500℃へと次第に上昇してきている。
さらに、最近では、種々のすぐれた特性を示すことか
ら、次第に用途が拡大しつつある各種合金、例えば珪素
鋼の急冷凝固薄帯をロール法によって製造する場合に用
いられる水冷回転ロール鋳型は、さらに高い50℃という
高温にさらされるのが普通であり、このようなロール鋳
型においては、溶湯は絶えず一個所に注がれるため熱応
力は常に局部的に作用し、かつロール鋳型の急速な回転
（例えば、表面速度:2〜40m/sec）に伴って局部的な加
熱、冷却が頻繁に繰り返えされるので、この水冷回転ロ
ール鋳型は、鋳造が安定化状態に入ると、その鋳造が終
了するまで鋳型に作用する熱応力の大きさや分布がほぼ
一定に保たれる通常の連続鋳造鋳型と較べて、遥かに大
きい局部的熱応力を絶えず受けるとともに、極めて苛酷
な熱疲労発生（熱サイクル疲労）環境にさらされること
になる。
ら、次第に用途が拡大しつつある各種合金、例えば珪素
鋼の急冷凝固薄帯をロール法によって製造する場合に用
いられる水冷回転ロール鋳型は、さらに高い50℃という
高温にさらされるのが普通であり、このようなロール鋳
型においては、溶湯は絶えず一個所に注がれるため熱応
力は常に局部的に作用し、かつロール鋳型の急速な回転
（例えば、表面速度:2〜40m/sec）に伴って局部的な加
熱、冷却が頻繁に繰り返えされるので、この水冷回転ロ
ール鋳型は、鋳造が安定化状態に入ると、その鋳造が終
了するまで鋳型に作用する熱応力の大きさや分布がほぼ
一定に保たれる通常の連続鋳造鋳型と較べて、遥かに大
きい局部的熱応力を絶えず受けるとともに、極めて苛酷
な熱疲労発生（熱サイクル疲労）環境にさらされること
になる。
したがって、このような水冷回転ロール鋳型および通
常の連続鋳造鋳型のいずれにおいても、当然、局部的な
熱応力を和らげるための高い熱伝導度（％IACS）、大き
い熱応力に耐えるための高い高温強度、および苛酷な熱
疲労環境に耐えるための高い高温伸び（δ）を必要と
し、これらの鋳型のうち、前者の水冷回転ロール鋳型で
は、後者の連続鋳造鋳型に要求される、400℃の引張強
さ：σＢ≧200kg/mm2、伸び：δ≧15％、熱伝導度：％I
ACS＞30、という特性よりも全体的にすぐれた特性、す
なわち、500℃の引張強さ：σＢ≧22kg/mm2、δ≧15
％、％IACS≧40、という特性が要求されるが、前に述べ
た従来の連続鋳造鋳型用銅合金は、高温にさらされなが
ら激しい熱応力が頻繁に繰り返される、特に苛酷な環境
下において、すなわち例えば、前記水冷回転ロール鋳型
として使用される場合には、上記各特性が未だ十分でな
いという問題があった。
常の連続鋳造鋳型のいずれにおいても、当然、局部的な
熱応力を和らげるための高い熱伝導度（％IACS）、大き
い熱応力に耐えるための高い高温強度、および苛酷な熱
疲労環境に耐えるための高い高温伸び（δ）を必要と
し、これらの鋳型のうち、前者の水冷回転ロール鋳型で
は、後者の連続鋳造鋳型に要求される、400℃の引張強
さ：σＢ≧200kg/mm2、伸び：δ≧15％、熱伝導度：％I
ACS＞30、という特性よりも全体的にすぐれた特性、す
なわち、500℃の引張強さ：σＢ≧22kg/mm2、δ≧15
％、％IACS≧40、という特性が要求されるが、前に述べ
た従来の連続鋳造鋳型用銅合金は、高温にさらされなが
ら激しい熱応力が頻繁に繰り返される、特に苛酷な環境
下において、すなわち例えば、前記水冷回転ロール鋳型
として使用される場合には、上記各特性が未だ十分でな
いという問題があった。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、例え
ば連続鋳造鋳型、特に上記の水冷回転ロール鋳型に要求
される高温強度とすぐれた耐熱疲労性を具備した銅合金
を開発すべく研究を行なった結果、重量％で（以下、％
は重量％を示す）、 Cr:0.1〜1.5％、 Zr:0.01〜0.5％、 Ti:0.01〜0.7％、 Fe:0.1〜1.2％、 Si:0.003〜0.1％、 P:0.001〜0.2％、 を含有し、残りがCuと不可避不純物からなる組成を有す
る銅合金は、Siによる微細化作用と相まって素地中に微
細に析出したCr,Cu3Zr、およびFexTiyの析出相によって
すぐれた高温強度、延性、および耐熱疲労性をもつよう
になり、さらに素地に固溶したＰ成分の作用で高温強度
が一段と向上したものになるという研究結果を得たので
ある。
ば連続鋳造鋳型、特に上記の水冷回転ロール鋳型に要求
される高温強度とすぐれた耐熱疲労性を具備した銅合金
を開発すべく研究を行なった結果、重量％で（以下、％
は重量％を示す）、 Cr:0.1〜1.5％、 Zr:0.01〜0.5％、 Ti:0.01〜0.7％、 Fe:0.1〜1.2％、 Si:0.003〜0.1％、 P:0.001〜0.2％、 を含有し、残りがCuと不可避不純物からなる組成を有す
る銅合金は、Siによる微細化作用と相まって素地中に微
細に析出したCr,Cu3Zr、およびFexTiyの析出相によって
すぐれた高温強度、延性、および耐熱疲労性をもつよう
になり、さらに素地に固溶したＰ成分の作用で高温強度
が一段と向上したものになるという研究結果を得たので
ある。
この発明は、上記の研究結果にもとづいてなされたも
のであって、以下に成分組成を上記の通りに限定した理
由を説明する。
のであって、以下に成分組成を上記の通りに限定した理
由を説明する。
（ａ） Cr Cr成分には、粒内で微細に析出して粒内強度を高め、
もって合金の常温および高温強度を向上させる作用があ
るが、この含有量が0.1％（重量％、以下同様）未満で
は所望の高強度を確保することができず、一方それが1.
5％を越えても、より一層の強度向上効果が現われない
ことから、その含有量を0.1〜1.5％と定めた。
もって合金の常温および高温強度を向上させる作用があ
るが、この含有量が0.1％（重量％、以下同様）未満で
は所望の高強度を確保することができず、一方それが1.
5％を越えても、より一層の強度向上効果が現われない
ことから、その含有量を0.1〜1.5％と定めた。
（ｂ） Zr Zr成分には、微細なCu3Zrの形で主として粒界に析出
し、この析出した金属間化合物が高温における粒界のす
べりを抑制して粒界の強度を上昇させ、それにより高温
における流界破断による脆化（延性以下）を阻止し、耐
熱疲労性を改善する作用があるが、その含有量が0.01％
未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方それが
0.5％を越えても前記作用による一層の改善効果が得ら
れず、逆に耐食性や延性が低下するようになることか
ら、その含有量を0.01〜0.5％と定めた。
し、この析出した金属間化合物が高温における粒界のす
べりを抑制して粒界の強度を上昇させ、それにより高温
における流界破断による脆化（延性以下）を阻止し、耐
熱疲労性を改善する作用があるが、その含有量が0.01％
未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方それが
0.5％を越えても前記作用による一層の改善効果が得ら
れず、逆に耐食性や延性が低下するようになることか
ら、その含有量を0.01〜0.5％と定めた。
（ｃ） TiおよびFe これらの成分は粒内（マトリックス中）にFexTiyの微
細な金属間化合物の形で析出して、前記Crの析出と相俟
って顕著な強度向上作用を発揮し、特にZrの存在下では
高温における強度と伸びの両方にすぐれた向上作用を示
し、さらにTi対Feの重量比が1/2〜１であるとき上記作
用に一層好ましい結果が得られるが、これらの含有量
が、Tiについては0.01未満、Feについては0.1％未満に
なると、前記作用に所望の効果が得られず、一方これ
が、Tiについては0.7％、Feについては1.2％を越えて
も、前記作用に一層の向上効果がみられないことから、
これら成分の含有量を、それぞれTi:0.01〜0.7％、Fe:
0.1〜1.2％と定めた。
細な金属間化合物の形で析出して、前記Crの析出と相俟
って顕著な強度向上作用を発揮し、特にZrの存在下では
高温における強度と伸びの両方にすぐれた向上作用を示
し、さらにTi対Feの重量比が1/2〜１であるとき上記作
用に一層好ましい結果が得られるが、これらの含有量
が、Tiについては0.01未満、Feについては0.1％未満に
なると、前記作用に所望の効果が得られず、一方これ
が、Tiについては0.7％、Feについては1.2％を越えて
も、前記作用に一層の向上効果がみられないことから、
これら成分の含有量を、それぞれTi:0.01〜0.7％、Fe:
0.1〜1.2％と定めた。
（ｄ） Si Si成分には、前記FexTiy析出相を微細化して、この金
属間化合物の析出強化作用を一層顕著にする作用がある
が、その含有量が0.003％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、一方それが0.1％を越えると、粗大晶出
粒子が現われて、高温強度および高温伸びが共に低下す
ることから、その含有量を0.003〜0.1％と定めた。
属間化合物の析出強化作用を一層顕著にする作用がある
が、その含有量が0.003％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、一方それが0.1％を越えると、粗大晶出
粒子が現われて、高温強度および高温伸びが共に低下す
ることから、その含有量を0.003〜0.1％と定めた。
（ｅ） Ｐ Ｐ成分には、脱酸剤として作用して合金溶湯を正常化
するほか、素地中に固溶して高温強度と耐熱性を向上さ
せる作用があるが、その含有量が0.001％未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方その含有量が0.2％
を越えると延性と熱伝導性（電気伝導度）が急激に低下
するようになることから、その含有量を0.001〜0.2％と
定めた。
するほか、素地中に固溶して高温強度と耐熱性を向上さ
せる作用があるが、その含有量が0.001％未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方その含有量が0.2％
を越えると延性と熱伝導性（電気伝導度）が急激に低下
するようになることから、その含有量を0.001〜0.2％と
定めた。
つぎに、この発明の銅合金を実施例により具体的に説
明する。
明する。
通常の真空溶解炉を用い、黒鉛るつぼ中で、それぞれ
第１表に示される成分組成をもったCu合金溶湯:5kgを溶
製し、金型鋳造し、ついで面削後、熱間鍛造、熱間圧延
を施して幅:100mm×厚さ:5mmの板材とし、これを適当な
長さに切断してから、引続いてこれらの板材に、温度:9
80℃に30分間保持の溶体化処理後水焼入れの焼入れ処
理、および温度:500℃に２時間保持の時効処理からなる
熱処理を施すことによって、本発明Cu合金板材１〜13お
よび従来Cu合金板材1,2をそれぞれ製造した。ただし、
従来Cu合金板材１および２に対する時効処理は、それぞ
れ450℃×１時間、および475℃×２時間の条件の下で遂
行した。
第１表に示される成分組成をもったCu合金溶湯:5kgを溶
製し、金型鋳造し、ついで面削後、熱間鍛造、熱間圧延
を施して幅:100mm×厚さ:5mmの板材とし、これを適当な
長さに切断してから、引続いてこれらの板材に、温度:9
80℃に30分間保持の溶体化処理後水焼入れの焼入れ処
理、および温度:500℃に２時間保持の時効処理からなる
熱処理を施すことによって、本発明Cu合金板材１〜13お
よび従来Cu合金板材1,2をそれぞれ製造した。ただし、
従来Cu合金板材１および２に対する時効処理は、それぞ
れ450℃×１時間、および475℃×２時間の条件の下で遂
行した。
ついで、この結果得られた本発明Cu合金板材１〜13お
よび従来Cu合金板材1,2について、電気伝導度を測定す
るとともに、常温引張試験、高温引張試験、耐熱試験、
および熱疲労試験をそれぞれ実施した。
よび従来Cu合金板材1,2について、電気伝導度を測定す
るとともに、常温引張試験、高温引張試験、耐熱試験、
および熱疲労試験をそれぞれ実施した。
なお、高温引張試験は、試料を温度:500℃に10分間保
持後の引張特性を測定するものであり、また耐熱試験
は、試料の温度を450℃から600℃までの温度範 囲で10℃間隔で１時間保持の焼鈍試験を実施し、各温度
に１時間保持してから室温まで空冷した後の試料の硬さ
が、もとの値の90％まで低下する温度を測定して、これ
を耐熱温度とするものであり、さらに熱疲労試験は、第
１図の側面図で示されるような熱疲労試験装置Ａを使用
し、この試験装置Ａにおいて、中央部に切欠部が形成さ
れている試験片１を試験片ホルダー２に固定し、このホ
ルダー２を、回転軸３から90゜の角度間隔で放射状に４
個延びているホルダー支持棒４に取付けた後、プロパン
ガスバーナー５の炎６を試験片１に50秒間あてて、その
中央部を600℃±25℃の最高温度に加熱し、ついで、回
転軸３を自動的に90゜回転して、その加熱された試験片
１を直ちに水７の中で急冷すると同時に、次の試験片１
をバーナー加熱位置に移して上記と同様に所定時間加熱
し、このような加熱と急冷からなる一連の操作を１サイ
クルとし、試験片１に割れが発生するまでのサイクル数
を測定することにより行なった。
持後の引張特性を測定するものであり、また耐熱試験
は、試料の温度を450℃から600℃までの温度範 囲で10℃間隔で１時間保持の焼鈍試験を実施し、各温度
に１時間保持してから室温まで空冷した後の試料の硬さ
が、もとの値の90％まで低下する温度を測定して、これ
を耐熱温度とするものであり、さらに熱疲労試験は、第
１図の側面図で示されるような熱疲労試験装置Ａを使用
し、この試験装置Ａにおいて、中央部に切欠部が形成さ
れている試験片１を試験片ホルダー２に固定し、このホ
ルダー２を、回転軸３から90゜の角度間隔で放射状に４
個延びているホルダー支持棒４に取付けた後、プロパン
ガスバーナー５の炎６を試験片１に50秒間あてて、その
中央部を600℃±25℃の最高温度に加熱し、ついで、回
転軸３を自動的に90゜回転して、その加熱された試験片
１を直ちに水７の中で急冷すると同時に、次の試験片１
をバーナー加熱位置に移して上記と同様に所定時間加熱
し、このような加熱と急冷からなる一連の操作を１サイ
クルとし、試験片１に割れが発生するまでのサイクル数
を測定することにより行なった。
以上の測定結果を第２表に示す。
第1,2表に示される結果から、本発明Cu合金板材１〜1
3は、従来Cu合金板材1,2に比してすぐれた高温強度と耐
熱疲労性を有し、さらにいずれも引張強度、伸び、電気
伝導度（＝熱伝導度）および耐熱温度について、全般に
バランスよくすぐれた値が得られる上に、熱疲労試験で
はすぐれた耐熱疲労性を示し、割れの発生が全くなく、
変形も殆ど起こさないことがわかる。
3は、従来Cu合金板材1,2に比してすぐれた高温強度と耐
熱疲労性を有し、さらにいずれも引張強度、伸び、電気
伝導度（＝熱伝導度）および耐熱温度について、全般に
バランスよくすぐれた値が得られる上に、熱疲労試験で
はすぐれた耐熱疲労性を示し、割れの発生が全くなく、
変形も殆ど起こさないことがわかる。
以上述べたように、この発明の銅合金は、すぐれた高
温強度、高温延性、および耐熱性をバランスよく維持し
ながら、特にすぐれた耐熱疲労性を発揮するので、これ
を特に苛酷な熱疲労発生環境下で使用される部材、例え
ば連続鋳造鋳型、特に急冷凝固薄帯製造用の水冷回転ロ
ール鋳型や電磁撹拌技術の導入によって益々肉薄化が要
求されている連続鋳造鋳型として用いた場合に、これに
熱疲労に基づく割れや変形が発生するのを著しく抑制で
き、長期にわたった使用を可能にするという利点を有す
る。
温強度、高温延性、および耐熱性をバランスよく維持し
ながら、特にすぐれた耐熱疲労性を発揮するので、これ
を特に苛酷な熱疲労発生環境下で使用される部材、例え
ば連続鋳造鋳型、特に急冷凝固薄帯製造用の水冷回転ロ
ール鋳型や電磁撹拌技術の導入によって益々肉薄化が要
求されている連続鋳造鋳型として用いた場合に、これに
熱疲労に基づく割れや変形が発生するのを著しく抑制で
き、長期にわたった使用を可能にするという利点を有す
る。
第１図は熱疲労試験装置を示す側面図である。 １……試験片、２……試験片ホルダー、 ３……プロパンガスバーナー、７……水、 Ａ……熱疲労試験装置。
フロントページの続き (72)発明者 田部井 和彦 埼玉県桶川市上日出谷1230 三菱金属株 式会社桶川第一製作所内 (56)参考文献 特開 昭58−197241（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−52541（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−125631（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、 Cr:0.1〜1.5％、 Zr:0.01〜0.5％、 Ti:0.01〜0.7％、 Fe:0.1〜1.2％、 Si:0.003〜0.1％、 P:0.001〜0.2％、 を含有し、残りがCuと不可避不純物からなる組成を有す
ることを特徴とする耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61271103A JP2632818B2 (ja) | 1986-11-14 | 1986-11-14 | 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61271103A JP2632818B2 (ja) | 1986-11-14 | 1986-11-14 | 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63125632A JPS63125632A (ja) | 1988-05-28 |
| JP2632818B2 true JP2632818B2 (ja) | 1997-07-23 |
Family
ID=17495387
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61271103A Expired - Fee Related JP2632818B2 (ja) | 1986-11-14 | 1986-11-14 | 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2632818B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4427939A1 (de) * | 1994-08-06 | 1996-02-08 | Kabelmetal Ag | Verwendung einer aushärtbaren Kupferlegierung |
| CN103388090B (zh) * | 2013-07-10 | 2015-09-02 | 河南科技大学 | 一种高强、高导电、高延伸性稀土铜合金及其制备方法 |
| CN103382535B (zh) * | 2013-07-10 | 2015-09-02 | 河南科技大学 | 一种高强、高导电、高延伸性铜合金及其制备方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6039140B2 (ja) * | 1982-05-10 | 1985-09-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐溶融金属侵食性にすぐれた高強度高導電性Ｃｕ合金 |
| JPS6052541A (ja) * | 1983-08-31 | 1985-03-25 | Toshiba Corp | 回転体 |
| JPS63125631A (ja) * | 1986-11-14 | 1988-05-28 | Nippon Mining Co Ltd | 高力高導電性銅合金 |
-
1986
- 1986-11-14 JP JP61271103A patent/JP2632818B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63125632A (ja) | 1988-05-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4073667A (en) | Processing for improved stress relaxation resistance in copper alloys exhibiting spinodal decomposition | |
| JPS6159390B2 (ja) | ||
| JP3076814B2 (ja) | アルミニウム―マンガン−鉄二相鋼合金 | |
| JP2632818B2 (ja) | 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 | |
| US4830086A (en) | Mold member and rapidly solidifying water cooled rotary roll member | |
| GB1569466A (en) | Method of obtaining precipitation hardened copper base alloys | |
| JP2738130B2 (ja) | 高冷却能を有する高強度Ｃｕ合金製連続鋳造鋳型材およびその製造法 | |
| JP2697242B2 (ja) | 冷却能の高いＣｕ合金製連続鋳造鋳型材およびその製造法 | |
| EP1337680B1 (en) | Improved rapid quench of large section precipitation hardenable alloys | |
| US3573110A (en) | Process for obtaining high conductivity copper alloys | |
| JP3951921B2 (ja) | ５８．１ｉａｃｓ％以上のアルミニウム合金加工材の製造方法 | |
| KR960001714B1 (ko) | 구리 합금으로 된 연속 주조용 몰드 및 그 제조 방법 | |
| JPS62182239A (ja) | 連続鋳造鋳型用Ｃｕ合金 | |
| JPH07113133B2 (ja) | 連続鋳造鋳型用Ｃｕ合金 | |
| JP4158337B2 (ja) | 連続鋳造鋳型用クロム・ジルコニウム系銅合金の製造方法 | |
| JPH0356295B2 (ja) | ||
| JPS6047898B2 (ja) | 耐熱性のすぐれた鋳物用アルミニウム合金 | |
| JPS6144930B2 (ja) | ||
| JPH04210438A (ja) | 高強度Ｃｕ 合金製連続鋳造鋳型材 | |
| JPH05125499A (ja) | 高強度高靭性アルミニウム基合金 | |
| KR100366843B1 (ko) | 동합금 및 그의 제조방법 | |
| JPH01188642A (ja) | 電磁撹拌器を内蔵する連続鋳造用鋳型材料 | |
| JPH0832938B2 (ja) | Ｃｕ合金製連続鋳造鋳型 | |
| JPS61106737A (ja) | 電磁攪拌器を内蔵する連続鋳造用鋳型材料 | |
| JPH02111850A (ja) | リードフレーム用銅合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |