JPH0336881B2 - - Google Patents
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Description
［産業上の利用分野］
本発明はエポキシ樹脂、ポリアセタール樹脂、
ABS樹脂、ポリアミド樹脂、ポリカーボネート、
ふつ素樹脂等のプラスチツク材の射出成形或は押
出成形等に使用される、耐食性及び耐摩耗性の優
れたシリンダの製造方法に関するものである。 ［従来の技術］ 上記の様なプラスチツク材の射出又は押出成形
はかなりの高温条件下で行なわれる為、一部原料
の熱分解は回避しきれず多少の腐食性ガスが生成
することは当然視されている向きもある。特に難
燃化を期してハロゲン含有化合物を配合した場合
には大量のハロゲン含有ガスが発生する。その後
シリンダ内部は常時腐食環境に曝らされることと
なり、シリンダには高レベルの耐食性が要求され
る。しかし成形時に負荷される圧力は相当高く、
且つ強度向上の為に配合されることの多い無機質
充填材は非常に高強度である為、シリンダには高
レベルの耐摩耗性も要求される。 この様な要求特性を一応備えたものとして従来
はSACMやSCM等の窒化シリンダが汎用されて
おり、この素材は低廉で製造が容易であるといつ
た特徴も有している。しかしながら窒化による硬
化層が0.1mm程度と極めて薄い為、必ずしも十分
な耐食性及び耐摩耗性を発揮しているとは言えな
い。そこで上記の様な過酷な使用条件に耐えるシ
リンダとして遠心鋳造によるバイメタリツクシリ
ンダが開発され、これは従来のシリンダに比べて
格段に優れた性能を有しているところから、需要
が急激に増大してきている。ところがこのバイメ
タリツクシリンダにも問題点がない訳ではなく、
下記の様な種々の問題点が残されている。 遠心鋳造法では製法上の制約からライニング
合金の融点に限界があり、1000〜1100℃程度ま
たはそれ以下の融点を有する成分系に限定され
る。 遠心鋳造法では耐摩耗性改善の為WC等の高
硬度物質を強化材として添加するが、これらの
強化材はマトリツクス成分に比べて比重が大き
い為ライニング層の内部へ偏折し易く、摺動面
となる内周表面側の存在量は極めて僅かであ
る。 遠心鋳造工程で溶融した合金は当然のことな
がらバツクメタル（シリンダ本体を構成する鋼
材）と接触するが、合金層にはバツクメタルか
ら相当量の鉄分が混入してくる為期待されるほ
どの耐食性は得られない。 小径のシリンダでは十分な遠心力が得られな
い為、シリンダ本体に対するライニング材の接
合性を十分に高めることができない。 遠心鋳造工程では母材も1200℃程度の高温に
加熱される為、母材の機械的性質が損なわれる
ことがある。 遠心鋳造により形成されるライニング合金層
は鋳造組織である為成分偏折が著しく且つ金属
間化合物はかなり粗大化している。その為ライ
ニング層の強度及び靭性は良好とは言えず、耐
食性や耐摩耗性も不均一である。 ［発明が解決しようとする課題］ 本発明は上記の様な事情に着目してなされたも
のであり、その目的は前述の如き過酷な成形条件
にも十分適合し得る耐食性及び耐摩耗性並びに靭
性を備えたシリンダの新規な製造方法を提供しよ
うとするものである。 ［課題を解決する為の手段］ 本発明に係るプラスチツク成形装置用シリンダ
の製造方法は、下記成分組成の合金を10-1torr以
下の真空度で溶解・精錬した後、10〜70Kg／cm2の
Arガス噴霧圧力下にガスアトマイズ処理して得
られる100メツシユ以下の合金粉末を使用し、下
記の工程を順次実施するところに要旨を有するも
のである。 合金組成 Ｃ：0.1〜2.0％（重量％、以下同じ） Si：0.5〜3.0％ Ｂ：0.5〜3.0％ Cr：10〜40％ Ｗ：10〜30％ Cu：0.5〜3.0％ 残部：Ni及び／若しくはCo [] 鋼製シリンダ本体の内部に略同芯状の環状
隙間をあけて内面規制筒状部材を配設する工
程、 [] 上記環状間隙の下端および上端に、下蓋及
び合金粉末充填用パイプを設けた上蓋を取付け
て環状間隙を密閉し、Heリーク量で１×
10-11std・cc／ｓ以下の密封空間を形成する工
程、 [] 該密封空間に上記合金粉末を充填して合金
粉末充填部を形成する工程、 [] 該合金粉末充填部を加熱下に真空脱気して
合金粉末中の残存酸素量を100ppm以下とする
工程、 [] 該合金粉末充填部に熱間静水圧を加えて、
Ar量が0.3ppm以下で引張り強さが130Kg／mm2
以上の強化層を形成する工程、 []内面規制筒状部材を除去する工程。 ［作用］ 以下、本発明における構成要件設定の理由を詳
細に説明する。 まずシリンダ内周面の合金組成を定めた理由は
下記の通りである。 Ｃ：0.1〜2.0％ ＣはCr及びＷと炭化物を形成し耐摩耗性を高
めるうえで欠くことのできない元素であり、0.1
％未満では上記の効果が有効に発揮されない。但
しＣが多過ぎると耐食性及び靭性が乏しくなるの
で2.0％以下に抑えなければならない。Ｃのより
好ましい含有率は0.5〜1.5％である。 Si：0.5〜3.0％ 本発明に係るシリンダの作製は、後述する如く
所定化学成分の合金溶湯からアトマイズ法によつ
て合金粉を得た後、熱間静水圧加圧法（HIP）等
により所定の寸法・形状に成形することによつて
行なわれるが、Siはアトマイズ処理時における合
金溶湯の流動性を高め粉末粒径を均一化する為の
必須元素であり、0.5％未満ではこうした効果が
有効に発揮されない。しかし多過ぎると靭性に顕
著な悪影響を及ぼすので3.0％以下に抑えなけれ
ばならない。Siのより好ましい範囲は1.0〜2.0％
である。 Ｂ：0.5〜3.0％ ＢはCrやＷと硼化物を形成し耐食性及び耐摩
耗性の向上に寄与すると共にNi又はCoマトリツ
クスの硬さを高める作用があり、これらの作用を
有効に発揮させる為には0.5％以上含有させなけ
ればならない。しかし3.0％を超えると合金の靭
性が低下するばかりでなく、合金の融点が過度に
低下しアトマイズ作業及びHIP作業が困難にな
る。Ｂのより好ましい含有率は1.0〜2.0である。 Cr：10〜40％ CrはＢ及びＣと硼化物及び炭化物を形成する
と共にNi又はCoマトリツクス中に固溶し、耐食
性及び耐摩耗性を高めるうえで不可欠の元素であ
り、10％未満ではこれらの効果が有効に発揮され
ず、特に耐硝酸腐食性が劣悪になる。しかし多過
ぎると合金の靭性が低くなるので40％以下に抑え
なければならない。 Ｗ：10〜30％ ＷはＢ及びＣと硼化物及び炭化物を形成し耐食
性及び耐摩耗性を高める作用があり、10％未満で
はそれらの効果が十分に発揮されない。しかし30
％を超えると合金が過度に硬質化し靭性が劣悪に
なる。 Cu：0.5〜3.0％ CuはNi又はCoマトリツクス中に固溶し、特に
耐塩酸腐食性の向上に寄与する。0.5％未満では
その効果が有効に発揮されず、一方3.0％を超え
ると合金の靭性が劣悪になる。 残部成分：Ni及び／若しくはCo マトリツクス成分として最低限の耐食性及び耐
摩耗性を確保する為、残部成分はNi及び／若し
くはCoとする。尚NiやCo或は上記必須合金成分
の配合に伴ない不可避不純物としてＰ、Ｓ、Fe、
Mn、Al等が微量混入してくることがあるが、こ
れらは何れも不純物量（1.0％程度以下）である
限り格別の悪影響を及ぼすことはない。 本発明では上記成分組成からなる合金粉末を
HIP法による内面強化層形成用素材として使用す
る訳であるが、該合金粉末の製造に当たつては清
浄度の高い原料を使用する必要があり、その為に
はメルテイングストツクの精錬条件を適切に制御
しなければならない。即ちメルテイングストツク
の精錬工程では溶湯中の溶存酸素、溶存水素、溶
存窒素等を十分に除去する必要があり、その為に
は少なくとも10-1torrの真空度で溶解・精錬を行
なわなければならず、真空度が不足する場合は脱
ガス不足となつて溶湯及びアトマイズ粉末の清浄
度が低下し、満足の行く性能の内面強化層は得ら
れなくなる。 尚精錬の温度、時間、鋳込み温度は、溶湯の均
質性及び炉耐火物と溶湯の反応性（溶湯の清浄度
低下）等を考慮して適当に決めればよく、好まし
い精錬温度及び時間は1400〜1550℃で15〜30分程
度である。また鋳込み温度は造塊歩留りや注湯ノ
ズルの閉塞防止、鋳型の溶損による清浄度低下等
を考慮して1350〜1450℃の範囲に設定するのがよ
い。 本発明で使用する合金粉末は、上記の様にして
溶製されたメルテイングストツクを用いガスアト
マイズ法により製造されるが、アトマイズ雰囲気
ガスとしては合金粉末の表面が酸化されるのを防
止するという観点から、Arを用いることが必要
である。そして本発明の目的にかなう高性能の内
面強化層を確保する為にはArガスの噴霧圧力
（10〜70Kg／cm2）下でアトマイズしなければなら
ない。しかしてガス圧が10Kg／cm2未満の低圧では
十分な微粉化効果が得られず粗大粒子が多量生成
して歩留りが低下する他形状特性も不良となり、
一方70Kg／cm2を超えてもそれ以上の微粉化効果は
期待できず不経済である。尚アトマイズ時の出湯
温度、タンデイツシユノズル径、アトマイズガス
ノズルの口径や形状等はその都度適正に設定すれ
ばよい。 こうして得た合金粉末は次いで100メツシユ以
下に粒度が調整される。即ち本発明では、以下に
詳述する如くシリンダ本体と内面規制筒状部材に
よつて囲まれる狭い空間に合金粉末を充填し脱
気、HIPによる圧密化を行なつて内面強化層を形
成するものであり、100メツシユを超える粗粒物
が混入していると前記空間への充填率を十分に高
めることができず、HIP処理時に圧密不足となつ
て内面強化層の耐摩耗性、耐食性及び靭性が不足
気味となる。殊にArガストマイズ法を適用した
場合に生成する100メツシユ超の粗粒物の表面に
はミクロな凹凸が多数形成されていること、更に
前述の如く相当な高圧条件下でガスアトマイズが
行なわれる為Ar原子が上記凹凸に強く衝突する
ことなどが原因となり該粗粒物の表面にはArの
付着が多く、このArを付着させたままでHIP処
理を行なつても、Arの存在によつて粉粒体同士
の圧密化が阻害される。従つてHIP処理後も内面
強化層内に空隙が残存することとなり、満足のい
く性能の内面強化層が得られなくなる。従つて上
記付着Arを少なくともHIP処理工程に先んじて
十分に除去する様な手段を講じておく必要があ
る。 次に上記の合金粉末を用いて内面強化層を形成
する方法を工程順に説明する。 [] まず第１図に示す如く鋼製シリンダ本体を
構成するバツクメタル１の内周面側に、略同心
状の隙間Ｓをあけて内面規制筒状部材（インナ
ーパイプ）２を配設する。 [] 次いで脱気を兼ねた合金粉末充填用パイプ
３を設けた上蓋４及び下蓋５によつて、上記隙
間Ｓの上・下端を密封する。 尚バツクメタル１としてはSCM440、
SNCM439、SUS304、SUS316等の高強度鋼材を
使用するのがよく、インナーパイプ２、上蓋４、
下蓋５等は安価な軟鋼で十分である。尚これらの
各部材は、隙間Ｓに面する側を十分に脱脂、清浄
化した後TIG溶接等により組付ければよい。 そして本発明では、次いで行なわれる合金粉末
充填工程に先立つて、密閉状態がどの程度まで達
成されるかを確認する為のHeリークテストが行
なわれる。そして密封状態が不十分である場合は
補修溶接を行ない、Heリーク量で１×
10-11std・cc／ｓ以下の密封空間を形成する様な
調整を行なう。上記の様密閉状態が達成される様
になるということは、その内部に合金粉末を充填
した後の減圧操作によつて十分な減圧を達成する
ことができ、それによつて合金粉末表面付着の
Arを強制的に脱離除去できる様になるというこ
とを意味する。即ち製品中へのAr混入量を減少
させる為にはHeリークテストにおける成果が極
めて重大な意味を有するのである。 ちなみに第３図は、Arの製品中への混入量と
Heリーク量の関係を示したグラフであり、また
下記第１表は製品合金層中のAr含有量と引張り
強さの関係を示したものである。
ABS樹脂、ポリアミド樹脂、ポリカーボネート、
ふつ素樹脂等のプラスチツク材の射出成形或は押
出成形等に使用される、耐食性及び耐摩耗性の優
れたシリンダの製造方法に関するものである。 ［従来の技術］ 上記の様なプラスチツク材の射出又は押出成形
はかなりの高温条件下で行なわれる為、一部原料
の熱分解は回避しきれず多少の腐食性ガスが生成
することは当然視されている向きもある。特に難
燃化を期してハロゲン含有化合物を配合した場合
には大量のハロゲン含有ガスが発生する。その後
シリンダ内部は常時腐食環境に曝らされることと
なり、シリンダには高レベルの耐食性が要求され
る。しかし成形時に負荷される圧力は相当高く、
且つ強度向上の為に配合されることの多い無機質
充填材は非常に高強度である為、シリンダには高
レベルの耐摩耗性も要求される。 この様な要求特性を一応備えたものとして従来
はSACMやSCM等の窒化シリンダが汎用されて
おり、この素材は低廉で製造が容易であるといつ
た特徴も有している。しかしながら窒化による硬
化層が0.1mm程度と極めて薄い為、必ずしも十分
な耐食性及び耐摩耗性を発揮しているとは言えな
い。そこで上記の様な過酷な使用条件に耐えるシ
リンダとして遠心鋳造によるバイメタリツクシリ
ンダが開発され、これは従来のシリンダに比べて
格段に優れた性能を有しているところから、需要
が急激に増大してきている。ところがこのバイメ
タリツクシリンダにも問題点がない訳ではなく、
下記の様な種々の問題点が残されている。 遠心鋳造法では製法上の制約からライニング
合金の融点に限界があり、1000〜1100℃程度ま
たはそれ以下の融点を有する成分系に限定され
る。 遠心鋳造法では耐摩耗性改善の為WC等の高
硬度物質を強化材として添加するが、これらの
強化材はマトリツクス成分に比べて比重が大き
い為ライニング層の内部へ偏折し易く、摺動面
となる内周表面側の存在量は極めて僅かであ
る。 遠心鋳造工程で溶融した合金は当然のことな
がらバツクメタル（シリンダ本体を構成する鋼
材）と接触するが、合金層にはバツクメタルか
ら相当量の鉄分が混入してくる為期待されるほ
どの耐食性は得られない。 小径のシリンダでは十分な遠心力が得られな
い為、シリンダ本体に対するライニング材の接
合性を十分に高めることができない。 遠心鋳造工程では母材も1200℃程度の高温に
加熱される為、母材の機械的性質が損なわれる
ことがある。 遠心鋳造により形成されるライニング合金層
は鋳造組織である為成分偏折が著しく且つ金属
間化合物はかなり粗大化している。その為ライ
ニング層の強度及び靭性は良好とは言えず、耐
食性や耐摩耗性も不均一である。 ［発明が解決しようとする課題］ 本発明は上記の様な事情に着目してなされたも
のであり、その目的は前述の如き過酷な成形条件
にも十分適合し得る耐食性及び耐摩耗性並びに靭
性を備えたシリンダの新規な製造方法を提供しよ
うとするものである。 ［課題を解決する為の手段］ 本発明に係るプラスチツク成形装置用シリンダ
の製造方法は、下記成分組成の合金を10-1torr以
下の真空度で溶解・精錬した後、10〜70Kg／cm2の
Arガス噴霧圧力下にガスアトマイズ処理して得
られる100メツシユ以下の合金粉末を使用し、下
記の工程を順次実施するところに要旨を有するも
のである。 合金組成 Ｃ：0.1〜2.0％（重量％、以下同じ） Si：0.5〜3.0％ Ｂ：0.5〜3.0％ Cr：10〜40％ Ｗ：10〜30％ Cu：0.5〜3.0％ 残部：Ni及び／若しくはCo [] 鋼製シリンダ本体の内部に略同芯状の環状
隙間をあけて内面規制筒状部材を配設する工
程、 [] 上記環状間隙の下端および上端に、下蓋及
び合金粉末充填用パイプを設けた上蓋を取付け
て環状間隙を密閉し、Heリーク量で１×
10-11std・cc／ｓ以下の密封空間を形成する工
程、 [] 該密封空間に上記合金粉末を充填して合金
粉末充填部を形成する工程、 [] 該合金粉末充填部を加熱下に真空脱気して
合金粉末中の残存酸素量を100ppm以下とする
工程、 [] 該合金粉末充填部に熱間静水圧を加えて、
Ar量が0.3ppm以下で引張り強さが130Kg／mm2
以上の強化層を形成する工程、 []内面規制筒状部材を除去する工程。 ［作用］ 以下、本発明における構成要件設定の理由を詳
細に説明する。 まずシリンダ内周面の合金組成を定めた理由は
下記の通りである。 Ｃ：0.1〜2.0％ ＣはCr及びＷと炭化物を形成し耐摩耗性を高
めるうえで欠くことのできない元素であり、0.1
％未満では上記の効果が有効に発揮されない。但
しＣが多過ぎると耐食性及び靭性が乏しくなるの
で2.0％以下に抑えなければならない。Ｃのより
好ましい含有率は0.5〜1.5％である。 Si：0.5〜3.0％ 本発明に係るシリンダの作製は、後述する如く
所定化学成分の合金溶湯からアトマイズ法によつ
て合金粉を得た後、熱間静水圧加圧法（HIP）等
により所定の寸法・形状に成形することによつて
行なわれるが、Siはアトマイズ処理時における合
金溶湯の流動性を高め粉末粒径を均一化する為の
必須元素であり、0.5％未満ではこうした効果が
有効に発揮されない。しかし多過ぎると靭性に顕
著な悪影響を及ぼすので3.0％以下に抑えなけれ
ばならない。Siのより好ましい範囲は1.0〜2.0％
である。 Ｂ：0.5〜3.0％ ＢはCrやＷと硼化物を形成し耐食性及び耐摩
耗性の向上に寄与すると共にNi又はCoマトリツ
クスの硬さを高める作用があり、これらの作用を
有効に発揮させる為には0.5％以上含有させなけ
ればならない。しかし3.0％を超えると合金の靭
性が低下するばかりでなく、合金の融点が過度に
低下しアトマイズ作業及びHIP作業が困難にな
る。Ｂのより好ましい含有率は1.0〜2.0である。 Cr：10〜40％ CrはＢ及びＣと硼化物及び炭化物を形成する
と共にNi又はCoマトリツクス中に固溶し、耐食
性及び耐摩耗性を高めるうえで不可欠の元素であ
り、10％未満ではこれらの効果が有効に発揮され
ず、特に耐硝酸腐食性が劣悪になる。しかし多過
ぎると合金の靭性が低くなるので40％以下に抑え
なければならない。 Ｗ：10〜30％ ＷはＢ及びＣと硼化物及び炭化物を形成し耐食
性及び耐摩耗性を高める作用があり、10％未満で
はそれらの効果が十分に発揮されない。しかし30
％を超えると合金が過度に硬質化し靭性が劣悪に
なる。 Cu：0.5〜3.0％ CuはNi又はCoマトリツクス中に固溶し、特に
耐塩酸腐食性の向上に寄与する。0.5％未満では
その効果が有効に発揮されず、一方3.0％を超え
ると合金の靭性が劣悪になる。 残部成分：Ni及び／若しくはCo マトリツクス成分として最低限の耐食性及び耐
摩耗性を確保する為、残部成分はNi及び／若し
くはCoとする。尚NiやCo或は上記必須合金成分
の配合に伴ない不可避不純物としてＰ、Ｓ、Fe、
Mn、Al等が微量混入してくることがあるが、こ
れらは何れも不純物量（1.0％程度以下）である
限り格別の悪影響を及ぼすことはない。 本発明では上記成分組成からなる合金粉末を
HIP法による内面強化層形成用素材として使用す
る訳であるが、該合金粉末の製造に当たつては清
浄度の高い原料を使用する必要があり、その為に
はメルテイングストツクの精錬条件を適切に制御
しなければならない。即ちメルテイングストツク
の精錬工程では溶湯中の溶存酸素、溶存水素、溶
存窒素等を十分に除去する必要があり、その為に
は少なくとも10-1torrの真空度で溶解・精錬を行
なわなければならず、真空度が不足する場合は脱
ガス不足となつて溶湯及びアトマイズ粉末の清浄
度が低下し、満足の行く性能の内面強化層は得ら
れなくなる。 尚精錬の温度、時間、鋳込み温度は、溶湯の均
質性及び炉耐火物と溶湯の反応性（溶湯の清浄度
低下）等を考慮して適当に決めればよく、好まし
い精錬温度及び時間は1400〜1550℃で15〜30分程
度である。また鋳込み温度は造塊歩留りや注湯ノ
ズルの閉塞防止、鋳型の溶損による清浄度低下等
を考慮して1350〜1450℃の範囲に設定するのがよ
い。 本発明で使用する合金粉末は、上記の様にして
溶製されたメルテイングストツクを用いガスアト
マイズ法により製造されるが、アトマイズ雰囲気
ガスとしては合金粉末の表面が酸化されるのを防
止するという観点から、Arを用いることが必要
である。そして本発明の目的にかなう高性能の内
面強化層を確保する為にはArガスの噴霧圧力
（10〜70Kg／cm2）下でアトマイズしなければなら
ない。しかしてガス圧が10Kg／cm2未満の低圧では
十分な微粉化効果が得られず粗大粒子が多量生成
して歩留りが低下する他形状特性も不良となり、
一方70Kg／cm2を超えてもそれ以上の微粉化効果は
期待できず不経済である。尚アトマイズ時の出湯
温度、タンデイツシユノズル径、アトマイズガス
ノズルの口径や形状等はその都度適正に設定すれ
ばよい。 こうして得た合金粉末は次いで100メツシユ以
下に粒度が調整される。即ち本発明では、以下に
詳述する如くシリンダ本体と内面規制筒状部材に
よつて囲まれる狭い空間に合金粉末を充填し脱
気、HIPによる圧密化を行なつて内面強化層を形
成するものであり、100メツシユを超える粗粒物
が混入していると前記空間への充填率を十分に高
めることができず、HIP処理時に圧密不足となつ
て内面強化層の耐摩耗性、耐食性及び靭性が不足
気味となる。殊にArガストマイズ法を適用した
場合に生成する100メツシユ超の粗粒物の表面に
はミクロな凹凸が多数形成されていること、更に
前述の如く相当な高圧条件下でガスアトマイズが
行なわれる為Ar原子が上記凹凸に強く衝突する
ことなどが原因となり該粗粒物の表面にはArの
付着が多く、このArを付着させたままでHIP処
理を行なつても、Arの存在によつて粉粒体同士
の圧密化が阻害される。従つてHIP処理後も内面
強化層内に空隙が残存することとなり、満足のい
く性能の内面強化層が得られなくなる。従つて上
記付着Arを少なくともHIP処理工程に先んじて
十分に除去する様な手段を講じておく必要があ
る。 次に上記の合金粉末を用いて内面強化層を形成
する方法を工程順に説明する。 [] まず第１図に示す如く鋼製シリンダ本体を
構成するバツクメタル１の内周面側に、略同心
状の隙間Ｓをあけて内面規制筒状部材（インナ
ーパイプ）２を配設する。 [] 次いで脱気を兼ねた合金粉末充填用パイプ
３を設けた上蓋４及び下蓋５によつて、上記隙
間Ｓの上・下端を密封する。 尚バツクメタル１としてはSCM440、
SNCM439、SUS304、SUS316等の高強度鋼材を
使用するのがよく、インナーパイプ２、上蓋４、
下蓋５等は安価な軟鋼で十分である。尚これらの
各部材は、隙間Ｓに面する側を十分に脱脂、清浄
化した後TIG溶接等により組付ければよい。 そして本発明では、次いで行なわれる合金粉末
充填工程に先立つて、密閉状態がどの程度まで達
成されるかを確認する為のHeリークテストが行
なわれる。そして密封状態が不十分である場合は
補修溶接を行ない、Heリーク量で１×
10-11std・cc／ｓ以下の密封空間を形成する様な
調整を行なう。上記の様密閉状態が達成される様
になるということは、その内部に合金粉末を充填
した後の減圧操作によつて十分な減圧を達成する
ことができ、それによつて合金粉末表面付着の
Arを強制的に脱離除去できる様になるというこ
とを意味する。即ち製品中へのAr混入量を減少
させる為にはHeリークテストにおける成果が極
めて重大な意味を有するのである。 ちなみに第３図は、Arの製品中への混入量と
Heリーク量の関係を示したグラフであり、また
下記第１表は製品合金層中のAr含有量と引張り
強さの関係を示したものである。
【表】
しかるに通常のプラスチツク成形装置用シリン
ダに要求される内面層の引張り強さは130Kg／mm2
程度以上であり、こうした引張り強さを満足する
為には内面合金層中のAr量を0.3ppm以下（第１
表）に抑えなければならず、こうしたAr量を確
保する為には、HIP処理に先立つて行なわれる
Heリーク量を１×10-11std.cc／ｓ以下に抑え得
る程度の密閉度が達成されておらなければならな
いことが分かる。 従つてリーク量が多い場合はリーク量が１×
10-11std.cc／分以下となる様に補修溶接を行なう
必要がある。 [] リークテストを終えた後は、粒度調整を終
えた前述の合金粉末を充填用パイプ３から隙間
Ｓ内へ万遍なく充填する。充填に当たつては組
立体に適度の振動を加えることにより充填の均
一度を向上することができる。 [] 充填完了後は100〜300℃程度に加熱しなが
ら10-1〜10-5torr程度に真空引きし、合金粉末
中の残存酸素量が100ppm以下となるまで真空
脱気してから、脱気用パイプ（充填用パイプ
３）を密封する。 下記第２表は合金粉末の真空脱気条件と残存酸
素量の関係を調べた結果を示したものであり、ま
た第４図はHIP加工を行なつて得た内面強化層の
腐食減量に及ぼす残存酸素量の影響を調べた結果
を示したグラフである。
ダに要求される内面層の引張り強さは130Kg／mm2
程度以上であり、こうした引張り強さを満足する
為には内面合金層中のAr量を0.3ppm以下（第１
表）に抑えなければならず、こうしたAr量を確
保する為には、HIP処理に先立つて行なわれる
Heリーク量を１×10-11std.cc／ｓ以下に抑え得
る程度の密閉度が達成されておらなければならな
いことが分かる。 従つてリーク量が多い場合はリーク量が１×
10-11std.cc／分以下となる様に補修溶接を行なう
必要がある。 [] リークテストを終えた後は、粒度調整を終
えた前述の合金粉末を充填用パイプ３から隙間
Ｓ内へ万遍なく充填する。充填に当たつては組
立体に適度の振動を加えることにより充填の均
一度を向上することができる。 [] 充填完了後は100〜300℃程度に加熱しなが
ら10-1〜10-5torr程度に真空引きし、合金粉末
中の残存酸素量が100ppm以下となるまで真空
脱気してから、脱気用パイプ（充填用パイプ
３）を密封する。 下記第２表は合金粉末の真空脱気条件と残存酸
素量の関係を調べた結果を示したものであり、ま
た第４図はHIP加工を行なつて得た内面強化層の
腐食減量に及ぼす残存酸素量の影響を調べた結果
を示したグラフである。
【表】
第４図からも明らかな様に内面強化層の耐食性
を十分に高める為には残存酸素量を100ppm以下
に抑えるべきであり、その為には真空脱気の条件
として加熱温度を100〜300℃程度とし且つ真空度
を10-1〜10-5torr程度に限定する必要がある。 [] 次いで第２図に示す如く、金属粉末Ｍの充
填と脱気・密封を終えた組立体をHIP装置６内
へ装入してHIP処理を行ない、Ar量が0.3ppm
以下で引張り強さが130Kg／mm2以上の内面強化
層を形成する。HIP処理条件としては、 圧力：900〜1100気圧 温度：930〜1050℃ 時間：１〜4hr 程度が適当である。 温度が930℃未満では合金粉末の圧密化が不
十分となるばかりでなく拡散接合状態も悪くな
り、内面強化層の靭性及び耐剥離性が不良とな
る。一方1050℃を超える高温になると、バツク
メタル１の結晶粒度が粗大化して機械的性質が
悪化する。また圧力が900気圧未満では圧密不
足により内面強化層の靭性が乏しくなり、一方
1100気圧を超えても圧密効果はそれ以上向上せ
ず設備費がかさむだけであるので好ましくな
い。また保持時間が１時間未満では圧密不足及
び拡散接合不足により内面強化層の靭性が乏し
くなる他剥離を生じ易くなり、一方保持時間が
長過ぎるとバツクメタル１の結晶粒が粗大化し
機械的性質に悪影響が現われてくる。 ちなみに第５図はHIP材の密度に及ぼす圧力
及び温度の影響を調べた結果（保持時間は何れ
も３時間）を示したものであり、温度を930〜
1050℃、圧力を900〜1100気圧の範囲に設定す
ることによつてほぼ100％の密度比を確保し得
ることが分かる。 [] この様にしてHIP処理を行なつた後は上端
及び下端を切断除去し、更に内周面をBTA処
理及びホーニング等の仕上げ加工に付して内面
規制筒状部材を除去することにより、内面に強
固な合金層の形成されたプラスチツク成形装置
用シリンダを得ることができる。 ［実施例］ 実施例 １ Ｃ：1.0％、Si：2.2％、Ｂ：2.08％、Ni：13.75
％、Cr：25.1％、Ｗ：16.7％、Cu：1.22％、残
部：実質的にCoからなる合金100Kgを真空誘導溶
解炉で溶製し、1400℃で鋳型に鋳込んでメルテイ
ングストツクとした。このメルテイングストツク
を再び真空誘導溶解炉で溶解し10-3torrの真空度
にて精錬処理した後、Arガスアトマイズ装置を
用いArガス圧：40Kg／cm2でアトマイズ処理し、
100メツシユ（147μｍ）以下に分級して合金粉末
を得た。 一方第６図に示す如く、SCM440よりなるバツ
クメタル１の内周面側に約５mmの隙間をあけて軟
鋼製の内面規制筒状部材（厚さ：２mm）２を配設
し、下面に下蓋５、上面側に充填用管３付きの上
蓋４を配置してTIG溶接で組付け、該組付体に振
動を加えながら充填用管３から隙間Ｓ内へ上記合
金粉末を充填した。次いで300℃に加熱しながら
充填部を10-5torrで１時間真空脱気した後真空密
封した。この組立体をHIP処理装置内へ装入し、
930℃、1000Kg／cm2で３時間のHIP処理を行なつ
たところ、合金粉末充填層は100％の密度で固ま
つて完全に拡散接合し、バツクメタル内面に薄肉
の耐食性合金層が形成された。HIP終了後内面側
にBTA及びホーニング仕上げ加工を施して内面
規制筒状部材２を除去することにより、耐食・耐
摩耗性の優れたプラスチツク成形装置用シリンダ
を得た。 得られたシリンダの内周面側から物性試験用の
試料片を切り出して物性試験を行なつた。 その結果、製品合金層中のAr含有量は
0.2ppm、合金層の引張り強さは130.8Kg／mm2であ
り、通常のプラスチツク成形装置用シリンダに要
求されるに十分な値を示した。また該合金層の酸
素分析を行なつたところ、残存酸素量は65ppmと
低い値を示し、良好な耐食性を期待できるもので
あつた。尚比較のため、従来の代表的なシリンダ
素材である表面窒化鋼（比較例１）、Ni系合金を
内張り材とする遠心鋳造材（比較例２）及びCo
系合金を内張り材とする遠心鋳造材（比較例３）
の性能試験（耐摩耗性及び耐食性）を行ない、本
発明との対比を行なつた。供試材の化学成分は第
３表に示す。 ＜摩耗試験＞ 相手材：SUJ−２（HRＣ 45） 摩擦距離：400ｍ 最終荷重：6.3Kg 室温、乾燥状態 ＜腐食試験＞ 50％塩酸、50％硫酸、10％硝酸の各水溶液を用
い、経時的腐食減量により求める。
を十分に高める為には残存酸素量を100ppm以下
に抑えるべきであり、その為には真空脱気の条件
として加熱温度を100〜300℃程度とし且つ真空度
を10-1〜10-5torr程度に限定する必要がある。 [] 次いで第２図に示す如く、金属粉末Ｍの充
填と脱気・密封を終えた組立体をHIP装置６内
へ装入してHIP処理を行ない、Ar量が0.3ppm
以下で引張り強さが130Kg／mm2以上の内面強化
層を形成する。HIP処理条件としては、 圧力：900〜1100気圧 温度：930〜1050℃ 時間：１〜4hr 程度が適当である。 温度が930℃未満では合金粉末の圧密化が不
十分となるばかりでなく拡散接合状態も悪くな
り、内面強化層の靭性及び耐剥離性が不良とな
る。一方1050℃を超える高温になると、バツク
メタル１の結晶粒度が粗大化して機械的性質が
悪化する。また圧力が900気圧未満では圧密不
足により内面強化層の靭性が乏しくなり、一方
1100気圧を超えても圧密効果はそれ以上向上せ
ず設備費がかさむだけであるので好ましくな
い。また保持時間が１時間未満では圧密不足及
び拡散接合不足により内面強化層の靭性が乏し
くなる他剥離を生じ易くなり、一方保持時間が
長過ぎるとバツクメタル１の結晶粒が粗大化し
機械的性質に悪影響が現われてくる。 ちなみに第５図はHIP材の密度に及ぼす圧力
及び温度の影響を調べた結果（保持時間は何れ
も３時間）を示したものであり、温度を930〜
1050℃、圧力を900〜1100気圧の範囲に設定す
ることによつてほぼ100％の密度比を確保し得
ることが分かる。 [] この様にしてHIP処理を行なつた後は上端
及び下端を切断除去し、更に内周面をBTA処
理及びホーニング等の仕上げ加工に付して内面
規制筒状部材を除去することにより、内面に強
固な合金層の形成されたプラスチツク成形装置
用シリンダを得ることができる。 ［実施例］ 実施例 １ Ｃ：1.0％、Si：2.2％、Ｂ：2.08％、Ni：13.75
％、Cr：25.1％、Ｗ：16.7％、Cu：1.22％、残
部：実質的にCoからなる合金100Kgを真空誘導溶
解炉で溶製し、1400℃で鋳型に鋳込んでメルテイ
ングストツクとした。このメルテイングストツク
を再び真空誘導溶解炉で溶解し10-3torrの真空度
にて精錬処理した後、Arガスアトマイズ装置を
用いArガス圧：40Kg／cm2でアトマイズ処理し、
100メツシユ（147μｍ）以下に分級して合金粉末
を得た。 一方第６図に示す如く、SCM440よりなるバツ
クメタル１の内周面側に約５mmの隙間をあけて軟
鋼製の内面規制筒状部材（厚さ：２mm）２を配設
し、下面に下蓋５、上面側に充填用管３付きの上
蓋４を配置してTIG溶接で組付け、該組付体に振
動を加えながら充填用管３から隙間Ｓ内へ上記合
金粉末を充填した。次いで300℃に加熱しながら
充填部を10-5torrで１時間真空脱気した後真空密
封した。この組立体をHIP処理装置内へ装入し、
930℃、1000Kg／cm2で３時間のHIP処理を行なつ
たところ、合金粉末充填層は100％の密度で固ま
つて完全に拡散接合し、バツクメタル内面に薄肉
の耐食性合金層が形成された。HIP終了後内面側
にBTA及びホーニング仕上げ加工を施して内面
規制筒状部材２を除去することにより、耐食・耐
摩耗性の優れたプラスチツク成形装置用シリンダ
を得た。 得られたシリンダの内周面側から物性試験用の
試料片を切り出して物性試験を行なつた。 その結果、製品合金層中のAr含有量は
0.2ppm、合金層の引張り強さは130.8Kg／mm2であ
り、通常のプラスチツク成形装置用シリンダに要
求されるに十分な値を示した。また該合金層の酸
素分析を行なつたところ、残存酸素量は65ppmと
低い値を示し、良好な耐食性を期待できるもので
あつた。尚比較のため、従来の代表的なシリンダ
素材である表面窒化鋼（比較例１）、Ni系合金を
内張り材とする遠心鋳造材（比較例２）及びCo
系合金を内張り材とする遠心鋳造材（比較例３）
の性能試験（耐摩耗性及び耐食性）を行ない、本
発明との対比を行なつた。供試材の化学成分は第
３表に示す。 ＜摩耗試験＞ 相手材：SUJ−２（HRＣ 45） 摩擦距離：400ｍ 最終荷重：6.3Kg 室温、乾燥状態 ＜腐食試験＞ 50％塩酸、50％硫酸、10％硝酸の各水溶液を用
い、経時的腐食減量により求める。
【表】
第７図は耐摩耗性試験の結果を示したものであ
り、本発明により得た内面強化層は、従来の表面
窒化鋼材はもとよりNi系或はCo系遠心鋳造内張
材に比べても優れた耐摩耗性を有していることが
分かる。 また第８図は耐食性試験結果を示したものであ
り、本発明で得た内面強化層は何れの酸に対して
も卓越した耐食性を発揮する。 実施例 ２ 第４表に示す化学成分の合金を真空誘導溶解炉
で溶製した後、Arガスアトマイズ法によつて粉
末（100メツシユ全通）とした。溶解・精錬時の
真空度およびアトマイズ時のArガス噴霧圧力を
第４表に併記した。この合金粉末を用いて下記の
条件でHIPによる圧密化を行なつた。尚、バツク
メタル、内面規制部材、上蓋、下蓋等の組付けお
よびHeリークテスト等は実施例１と同様にして
行なつた。このときのリークテスト結果、並びに
得られた内面強化層の残存酸素量、Ar量および
引張り強さも第４表に併記した。得られたシリン
ダの内周面側から物性試験用の試験片を採取し、
次の性能試験に供した。 ＜HIP条件＞ 温 度：980℃ 圧 力：1000気圧 保持時間：３時間
り、本発明により得た内面強化層は、従来の表面
窒化鋼材はもとよりNi系或はCo系遠心鋳造内張
材に比べても優れた耐摩耗性を有していることが
分かる。 また第８図は耐食性試験結果を示したものであ
り、本発明で得た内面強化層は何れの酸に対して
も卓越した耐食性を発揮する。 実施例 ２ 第４表に示す化学成分の合金を真空誘導溶解炉
で溶製した後、Arガスアトマイズ法によつて粉
末（100メツシユ全通）とした。溶解・精錬時の
真空度およびアトマイズ時のArガス噴霧圧力を
第４表に併記した。この合金粉末を用いて下記の
条件でHIPによる圧密化を行なつた。尚、バツク
メタル、内面規制部材、上蓋、下蓋等の組付けお
よびHeリークテスト等は実施例１と同様にして
行なつた。このときのリークテスト結果、並びに
得られた内面強化層の残存酸素量、Ar量および
引張り強さも第４表に併記した。得られたシリン
ダの内周面側から物性試験用の試験片を採取し、
次の性能試験に供した。 ＜HIP条件＞ 温 度：980℃ 圧 力：1000気圧 保持時間：３時間
【表】
＜耐摩耗性試験＞
上記で得た各合金を用い下記の条件で大越式摩
耗試験及び硬度測定を行なつた。結果を第５表に
示す。 試験条件 固定試験片：合金No.１〜16 回転試験片：SUJ−２（HRＣ 45） 摩擦速度：0.63ｍ／sec 摩擦距離：400ｍ 最終荷重：6.3Kg 測定雰囲気：室温、乾燥状態
耗試験及び硬度測定を行なつた。結果を第５表に
示す。 試験条件 固定試験片：合金No.１〜16 回転試験片：SUJ−２（HRＣ 45） 摩擦速度：0.63ｍ／sec 摩擦距離：400ｍ 最終荷重：6.3Kg 測定雰囲気：室温、乾燥状態
【表】
＜耐食性試験＞
16mmφ×20mmの試験片を50％塩酸、30％硫酸、
10％硝酸の各50℃溶液に24時間浸漬し、腐食によ
る減量を測定した。 結果を第６表に示す。
10％硝酸の各50℃溶液に24時間浸漬し、腐食によ
る減量を測定した。 結果を第６表に示す。
【表】
【表】
＜抗折特性試験＞
８mmφ×100mmの試験片を使用して支点間距離
80mmにて３点曲げ試験を行ない、破断荷重と最大
たわみ量を測定した。 結果を第７表に示す。
80mmにて３点曲げ試験を行ない、破断荷重と最大
たわみ量を測定した。 結果を第７表に示す。
【表】
第４〜７表より次の様に考えることができる。
合金No.12〜14は本発明の規定要件を充足する実
施例であり、耐摩耗性、塩酸、硫酸、硝酸に対す
る耐食性、抗折特性の何れにおいても良好な結果
が得られている。これに対し合金No.１〜11は規定
要件の何れかを欠く比較例であり、何れかの性能
に問題がある。 No.１：Ｃ量が不足する為耐摩耗性が極めて悪い。 No.２：Ｃ量が多過ぎる為耐食性が悪く且つ靭性
（最大たわみ量）も低い。 No.３：Si量が多過ぎる為抗折特性が低い。 No.４：Ｂ量が不足する為耐食性、耐摩耗性共に低
い。 No.５：Ｂ量が多過ぎる為靭性が劣悪である。 No.６：Cr量が不足する為耐食性、耐摩耗性共に
劣悪である。 No.７：Cr量が多過ぎる為靭性が低い。 No.８：Ｗ量が不足する為耐食性、耐摩耗性共に悪
い。 No.９：Ｗ量が多過ぎる為靭性が極めて悪い。 No.10：Cu量が不足する為、特に耐塩酸腐食性が
非常に悪い。 No.11：Cu量が多過ぎる為靭性が低い。 ［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されており、合金粉末
の成分組成を特定すると共にHIP法による内面強
化層形成条件を厳密に設定することによつて、耐
食性及び耐摩耗性の卓越したプラスチイク成形装
置用シリンダを提供し得ることになつた。
施例であり、耐摩耗性、塩酸、硫酸、硝酸に対す
る耐食性、抗折特性の何れにおいても良好な結果
が得られている。これに対し合金No.１〜11は規定
要件の何れかを欠く比較例であり、何れかの性能
に問題がある。 No.１：Ｃ量が不足する為耐摩耗性が極めて悪い。 No.２：Ｃ量が多過ぎる為耐食性が悪く且つ靭性
（最大たわみ量）も低い。 No.３：Si量が多過ぎる為抗折特性が低い。 No.４：Ｂ量が不足する為耐食性、耐摩耗性共に低
い。 No.５：Ｂ量が多過ぎる為靭性が劣悪である。 No.６：Cr量が不足する為耐食性、耐摩耗性共に
劣悪である。 No.７：Cr量が多過ぎる為靭性が低い。 No.８：Ｗ量が不足する為耐食性、耐摩耗性共に悪
い。 No.９：Ｗ量が多過ぎる為靭性が極めて悪い。 No.10：Cu量が不足する為、特に耐塩酸腐食性が
非常に悪い。 No.11：Cu量が多過ぎる為靭性が低い。 ［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されており、合金粉末
の成分組成を特定すると共にHIP法による内面強
化層形成条件を厳密に設定することによつて、耐
食性及び耐摩耗性の卓越したプラスチイク成形装
置用シリンダを提供し得ることになつた。
第１図は、バツクメタル（シリンダ本体）と内
面規制部材等の組付け例を示す一部破断斜視図、
第２図はHIP処理状況を示す概略断面図、第３図
はHeリーク量とHIP製品中のAr量の関係を示す
グラフ、第４図は腐食減量に及ぼす浸漬時間と
HIP製品中の残存酸素量の影響を示すグラフ、第
５図はHIP製品の密度比及びHIP圧力及び温度の
影響を示すグラフ、第６図は実施例で採用した組
付構造体を示す断面説明図、第７，８図は実験で
得たシリンダ内面層及び比較材の摩耗試験結果並
びに耐食性試験結果を示すグラフである。 １……バツクメタル（シリンダ本体）、２……
内面規制筒状部材（インナーパイプ）、３……脱
気兼用合金粉末充填用パイプ、４……上蓋、５…
…下蓋。
面規制部材等の組付け例を示す一部破断斜視図、
第２図はHIP処理状況を示す概略断面図、第３図
はHeリーク量とHIP製品中のAr量の関係を示す
グラフ、第４図は腐食減量に及ぼす浸漬時間と
HIP製品中の残存酸素量の影響を示すグラフ、第
５図はHIP製品の密度比及びHIP圧力及び温度の
影響を示すグラフ、第６図は実施例で採用した組
付構造体を示す断面説明図、第７，８図は実験で
得たシリンダ内面層及び比較材の摩耗試験結果並
びに耐食性試験結果を示すグラフである。 １……バツクメタル（シリンダ本体）、２……
内面規制筒状部材（インナーパイプ）、３……脱
気兼用合金粉末充填用パイプ、４……上蓋、５…
…下蓋。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 下記成分組成の合金を10-1torr以下の真空度
で溶解・精錬した後、10〜70Kg／cm2のArガス噴
霧圧力下にガスアトマイズ処理して得られる100
メツシユ以下の合金粉末を使用し、下記の工程を
順次実施することを特徴とするプラスチツク成形
装置用シリンダの製造方法。 合金組成 Ｃ：0.1〜2.0％（重量％、以下同じ） Si：0.5〜3.0％ Ｂ：0.5〜3.0％ Cr：10〜40％ Ｗ：10〜30％ Cu：0.5〜3.0％ 残部：Ni及び／若しくはCo [] 鋼製シリンダ本体の内部に略同芯状の環状
隙間をあけて内面規制筒状部材を配設する工
程、 [] 上記環状間隙の下端および上端に、下蓋及
び合金粉末充填用パイプを設けた上蓋を取付け
て環状間隙を密閉し、Heリーク量で１×
10-11std・cc／ｓ以下の密封空間を形成する工
程、 [] 該密封空間に上記合金粉末を充填して合金
粉末充填部を形成する工程、 [] 該合金粉末充填部を加熱下に真空脱気して
合金粉末中の残存酸素量を100ppm以下とする
工程、 [] 該合金粉末充填部に熱間静水圧を加えて、
Ar量が0.3ppm以下で引張り強さが130Kg／mm2
以上の強化層を形成する工程、 []内面規制筒状部材を除去する工程。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60284945A JPS62142705A (ja) | 1985-12-18 | 1985-12-18 | プラスチツク成形装置用シリンダの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60284945A JPS62142705A (ja) | 1985-12-18 | 1985-12-18 | プラスチツク成形装置用シリンダの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62142705A JPS62142705A (ja) | 1987-06-26 |
| JPH0336881B2 true JPH0336881B2 (ja) | 1991-06-03 |
Family
ID=17685100
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60284945A Granted JPS62142705A (ja) | 1985-12-18 | 1985-12-18 | プラスチツク成形装置用シリンダの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62142705A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62235402A (ja) * | 1986-04-02 | 1987-10-15 | Nippon Koshuha Kogyo Kk | プラスチック成形装置用シリンダの製造方法 |
| DE3936438A1 (de) * | 1989-11-02 | 1991-05-08 | Reifenhaeuser Masch | Extrudergehaeusebauteil fuer einen zweischneckenextruder und verfahren zur herstellung |
| DE19802924A1 (de) * | 1998-01-27 | 1999-07-29 | Gkn Sinter Metals Holding Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines metallischen Formteils aus einem Metallgranulat durch Heißpressen |
| JP2001200931A (ja) * | 1999-11-30 | 2001-07-27 | Tony U Otani | 複合合金スリーブを含むプラスチック成型用加熱シリンダ |
| CN112643000A (zh) * | 2020-11-27 | 2021-04-13 | 张正良 | 一种双螺杆筒体衬套的制作方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55125249A (en) * | 1979-03-22 | 1980-09-26 | Taihei Kinzoku Kogyo Kk | Heat and wear resistant self-fluxing alloy |
| JPS5858403A (ja) * | 1981-10-01 | 1983-04-07 | Shimizu Constr Co Ltd | クラツク幅自動計測装置 |
| JPS60181208A (ja) * | 1984-02-28 | 1985-09-14 | Hitachi Metals Ltd | プラスチツク成形機用多軸シリンダの製造法 |
| JPS61143547A (ja) * | 1984-12-13 | 1986-07-01 | Kobe Steel Ltd | プラスチツク成形装置用シリンダ |
-
1985
- 1985-12-18 JP JP60284945A patent/JPS62142705A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55125249A (en) * | 1979-03-22 | 1980-09-26 | Taihei Kinzoku Kogyo Kk | Heat and wear resistant self-fluxing alloy |
| JPS5858403A (ja) * | 1981-10-01 | 1983-04-07 | Shimizu Constr Co Ltd | クラツク幅自動計測装置 |
| JPS60181208A (ja) * | 1984-02-28 | 1985-09-14 | Hitachi Metals Ltd | プラスチツク成形機用多軸シリンダの製造法 |
| JPS61143547A (ja) * | 1984-12-13 | 1986-07-01 | Kobe Steel Ltd | プラスチツク成形装置用シリンダ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62142705A (ja) | 1987-06-26 |
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