JPH0472037A - 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度低熱膨張合金およびその製造方法Info
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- JPH0472037A JPH0472037A JP18314590A JP18314590A JPH0472037A JP H0472037 A JPH0472037 A JP H0472037A JP 18314590 A JP18314590 A JP 18314590A JP 18314590 A JP18314590 A JP 18314590A JP H0472037 A JPH0472037 A JP H0472037A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (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、高強度と優れた常温延性を有するとともに、
熱膨張係数の小さい合金およびその製造方法に関する。
熱膨張係数の小さい合金およびその製造方法に関する。
(従来の技術)
4270イ(Fe−42Ni)、5070イ(Fe−5
ON+)等に代表されるFe−Ni系合金は、ガラスと
ほぼ同一の熱膨張率を有しているため古くから真空管等
の封着材として使用されている。特に42アロイは室温
〜450℃の温度範囲における熱膨張率が小さく、Si
半導体やアルミナ等のセラミックスに近い熱膨張率を有
しているため集積回路(IC)のリードフレーム材とし
て広く使用されている。
ON+)等に代表されるFe−Ni系合金は、ガラスと
ほぼ同一の熱膨張率を有しているため古くから真空管等
の封着材として使用されている。特に42アロイは室温
〜450℃の温度範囲における熱膨張率が小さく、Si
半導体やアルミナ等のセラミックスに近い熱膨張率を有
しているため集積回路(IC)のリードフレーム材とし
て広く使用されている。
ところが最近、ICがますます高密度化する傾向にあり
、セラミックQuard Flat Package
(以下、QFPと略する)用リードの多ピン化(200
ピン以上)が要望されている。そのためリード寸法が小
さくなり(例えばリード幅0.2+u+、厚み0.1m
m程度)、高強度(引張強さ≧80kgf/IIm”)
で、かつ米国ミル規格(Mil 883C)に規定され
た繰り返し曲げ破断試験における曲げ破断回数の大きい
リードフレーム材が必要となってきた。
、セラミックQuard Flat Package
(以下、QFPと略する)用リードの多ピン化(200
ピン以上)が要望されている。そのためリード寸法が小
さくなり(例えばリード幅0.2+u+、厚み0.1m
m程度)、高強度(引張強さ≧80kgf/IIm”)
で、かつ米国ミル規格(Mil 883C)に規定され
た繰り返し曲げ破断試験における曲げ破断回数の大きい
リードフレーム材が必要となってきた。
通常の4270イの引張強さは約65kgf/am”程
度であり、例えば、幅0,2■、厚み0.1mn+のり
一ドでの繰り返し曲げ破断回数は約7回程度である。多
ピンリードではさらに強度および剛性の向上と繰り返し
曲げ破断回数の増加が必要であって、最終冷間加工度を
大きくする方法、あるいは特開昭55−97453号公
報に記載されているように、Si、 Mn。
度であり、例えば、幅0,2■、厚み0.1mn+のり
一ドでの繰り返し曲げ破断回数は約7回程度である。多
ピンリードではさらに強度および剛性の向上と繰り返し
曲げ破断回数の増加が必要であって、最終冷間加工度を
大きくする方法、あるいは特開昭55−97453号公
報に記載されているように、Si、 Mn。
Cr5Ti、^2、Nbの1種以上をFe−Ni系合金
に多量に添加して、冷間圧延、時効により高強度化する
方法が提案されている。
に多量に添加して、冷間圧延、時効により高強度化する
方法が提案されている。
(発明が解決しようとする課i!fi)しかしながら、
高強度4270イを製造するに際して、単に最終冷間加
工度を大きくしただけでは引張強さは高くても83kg
f/av”程度(冷間加工度的90%)であり、加工度
が高いわりには強度がでない、また、同時に延性が劣化
するため、リード繰り返し曲げ回数が加工度の小さい場
合に比較して大きく低下するという問題がある。
高強度4270イを製造するに際して、単に最終冷間加
工度を大きくしただけでは引張強さは高くても83kg
f/av”程度(冷間加工度的90%)であり、加工度
が高いわりには強度がでない、また、同時に延性が劣化
するため、リード繰り返し曲げ回数が加工度の小さい場
合に比較して大きく低下するという問題がある。
また、特開昭55−97453号公報に記載された方法
では確かに引張強さが大幅に向上し、100kgf/m
m”以上にすることも可能であるが、この方法で得られ
る材料は延性に乏しく、繰り返し曲げ回数はほとんど増
加しないことが判明した。
では確かに引張強さが大幅に向上し、100kgf/m
m”以上にすることも可能であるが、この方法で得られ
る材料は延性に乏しく、繰り返し曲げ回数はほとんど増
加しないことが判明した。
本発明の目的は、高強度(引張強さ≧80kgf/mm
”)で、かつ延性があり、特に、ICのリードフレーム
用材料として好適な低熱膨張合金およびその製造方法を
提供することにある。
”)で、かつ延性があり、特に、ICのリードフレーム
用材料として好適な低熱膨張合金およびその製造方法を
提供することにある。
(課題を解決するための手段)
本発明者等は、上記の目的を達成するため、種々の添加
元素を配合したFe−Ni系合金について各種の試験を
行い、下記の知見を得た。
元素を配合したFe−Ni系合金について各種の試験を
行い、下記の知見を得た。
i)延性を劣化させずに高強度化するにはCが特に有効
で、Si、 Mn、 Coは強化にはあまり寄与しない
、また、■、Ti、 Nbは高強度化に寄与するが、含
有量が少ないとその効果に乏しく、多過ぎると熱膨張率
の上昇と延性劣化をまねく。
で、Si、 Mn、 Coは強化にはあまり寄与しない
、また、■、Ti、 Nbは高強度化に寄与するが、含
有量が少ないとその効果に乏しく、多過ぎると熱膨張率
の上昇と延性劣化をまねく。
ii)引張強さを80kgf/am”以上とするために
は、冷間圧延における加工度を70%以上とすることが
必要である。
は、冷間圧延における加工度を70%以上とすることが
必要である。
i+)冷間圧延後、200〜700″Cの温度範囲で焼
鈍することにより、強度はあまり低下させずに延性を大
きくし、繰り返し曲げ破断回数を増加させることができ
る。また同時に、冷延時の残留応力が均一化され、エツ
チング性が向上する。
鈍することにより、強度はあまり低下させずに延性を大
きくし、繰り返し曲げ破断回数を増加させることができ
る。また同時に、冷延時の残留応力が均一化され、エツ
チング性が向上する。
iv)焼鈍時に張力(テンション)を付加するとさらに
残留応力が均一化する。
残留応力が均一化する。
本発明は上記の知見に基づいてなされたもので、その要
旨は下記■〜■の高強度低熱膨張合金および■の高強度
低熱膨張合金の製造方法にある。
旨は下記■〜■の高強度低熱膨張合金および■の高強度
低熱膨張合金の製造方法にある。
■ 重量%で(以下、合金元素のr%Jは全て重量%を
意味する)、C: 0.03〜0.20%、Ni−:3
6〜45%、Si : 0.50%以下、Mn : 0
.1〜1.0%を含有し、かつSi(χ)+Mn(χ)
51%なる式を満足し、残部がFeおよび不可避不純物
からなることを特徴とする高強度低熱膨張合金。
意味する)、C: 0.03〜0.20%、Ni−:3
6〜45%、Si : 0.50%以下、Mn : 0
.1〜1.0%を含有し、かつSi(χ)+Mn(χ)
51%なる式を満足し、残部がFeおよび不可避不純物
からなることを特徴とする高強度低熱膨張合金。
■ 前記■に記載の成分に加えて、さらにTi、 Nb
、■の1種以上を単独または合計で3.0%以下含有す
ることを特徴とする高強度低熱膨張合金。
、■の1種以上を単独または合計で3.0%以下含有す
ることを特徴とする高強度低熱膨張合金。
■ 前記■に記載の成分に加えて、さらにcoを1.0
%以下含有することを特徴とする高強度低熱膨張合金。
%以下含有することを特徴とする高強度低熱膨張合金。
■ 前記■に記載の成分に加えて、さらにTi、 Nb
、■の1種以上を単独または合計で3.0%以下、およ
びCoを1.0%以下含有することを特徴とする高強度
低熱膨張合金。
、■の1種以上を単独または合計で3.0%以下、およ
びCoを1.0%以下含有することを特徴とする高強度
低熱膨張合金。
■ 前記■〜■のいずれかに記載の組成を有する合金を
冷間圧延の最終工程において加工率70%以上で圧延し
、次いで200〜700℃の温度範囲で5〜40kgf
/+m”の張力を付加して焼鈍することを特徴とする高
強度低熱膨張合金の製造方法。
冷間圧延の最終工程において加工率70%以上で圧延し
、次いで200〜700℃の温度範囲で5〜40kgf
/+m”の張力を付加して焼鈍することを特徴とする高
強度低熱膨張合金の製造方法。
(作用)
本発明の合金を構成する各成分元素の作用効果とそれら
の含有量の限定理由について述べる。
の含有量の限定理由について述べる。
Cは高強度化のために必要であるが、0,03%未満で
はマトリックスへの固溶量が少なく、加工硬化量が小さ
いため高強度化しない、一方、C含有量が0.20%を
超えると鉄炭化物(例えばFe1C)の生成が著しくな
り、常温延性が劣化するとともに熱膨張率が大きくなる
ことから、その含有量を0.03〜0.20%とした。
はマトリックスへの固溶量が少なく、加工硬化量が小さ
いため高強度化しない、一方、C含有量が0.20%を
超えると鉄炭化物(例えばFe1C)の生成が著しくな
り、常温延性が劣化するとともに熱膨張率が大きくなる
ことから、その含有量を0.03〜0.20%とした。
Niは低熱膨張性を確保するために不可欠な元素である
。セラミックQFP用リードフレーム用材料としては、
熱膨張率を常温〜450℃の温度範囲で8X10−’/
’C以下(目標値)とすることが必要であるが、Ni含
有量が36%未満あるいは45%を超えると熱膨張率が
大きくなり前記の目標値を外れることから、その含を量
は36〜45%とした。
。セラミックQFP用リードフレーム用材料としては、
熱膨張率を常温〜450℃の温度範囲で8X10−’/
’C以下(目標値)とすることが必要であるが、Ni含
有量が36%未満あるいは45%を超えると熱膨張率が
大きくなり前記の目標値を外れることから、その含を量
は36〜45%とした。
Siは脱酸に有効な元素であるが、0.5%を超えると
熱間圧延時に割れが生ずるなど、熱間加工性が劣化する
のでその含有量を0.5%以下とした。
熱間圧延時に割れが生ずるなど、熱間加工性が劣化する
のでその含有量を0.5%以下とした。
Mnは脱酸および熱間加工性の向上に有効な元素である
が、0.1%より少ないと脱酸効果が不十分であり、熱
間加工性に劣る。また、Mnの含有量が1.0%を超え
ると熱膨張率が大きくなることから、その含有量を0.
1〜1.0%とした。
が、0.1%より少ないと脱酸効果が不十分であり、熱
間加工性に劣る。また、Mnの含有量が1.0%を超え
ると熱膨張率が大きくなることから、その含有量を0.
1〜1.0%とした。
さらに、SlとMnの含有量の合計を前記のように1%
以下と定めたのは、Si(χ)十Mn(χ)が1%を超
えると延性が劣化するからである。
以下と定めたのは、Si(χ)十Mn(χ)が1%を超
えると延性が劣化するからである。
本発明のひとつ(前記■の発明)は上記の成分以外、残
部Feと不可避不純物からなる合金である。
部Feと不可避不純物からなる合金である。
前記■の発明では、■に記載の合金にさらにTi、Nb
、Vf7)1種以上を添加する。 Ti、 Nb、■は
マトリックス中で微細なTiC,NbC,VCや*13
Ti。
、Vf7)1種以上を添加する。 Ti、 Nb、■は
マトリックス中で微細なTiC,NbC,VCや*13
Ti。
N1Jb、 Nis Vを生成し、強度を向上させると
共に、ヤング率を増大させて耐座屈性を向上させる作用
を有する。しかしこれらの元素の含有量が単独または合
計で3%を超えると熱膨張率が13X10−’/℃を超
え、あるいは延性が乏しくなることから、その上限を単
独または合計で3%とした。
共に、ヤング率を増大させて耐座屈性を向上させる作用
を有する。しかしこれらの元素の含有量が単独または合
計で3%を超えると熱膨張率が13X10−’/℃を超
え、あるいは延性が乏しくなることから、その上限を単
独または合計で3%とした。
前記■および■の発明では、■に記載の合金あるいは■
に記載の合金にさらにCoを添加する。c。
に記載の合金にさらにCoを添加する。c。
はC1■、TiあるいはNbの添加に伴う高温度域(2
00〜450℃)でのインバー特性の劣化を防止する作
用を有するが、1%を超えて添加すると常温延性を劣化
させ、また、コスト上昇の要因となる。
00〜450℃)でのインバー特性の劣化を防止する作
用を有するが、1%を超えて添加すると常温延性を劣化
させ、また、コスト上昇の要因となる。
本発明の合金は、熔製俊熱間加工を加えられ、袂数回の
冷間圧延工程を経て製造される。このとき、冷間圧延の
最終工程における加工率を70%以上とするのは、引張
強さを安定して80kgf/am!以上とするためであ
る。
冷間圧延工程を経て製造される。このとき、冷間圧延の
最終工程における加工率を70%以上とするのは、引張
強さを安定して80kgf/am!以上とするためであ
る。
冷間圧延後焼鈍処理を行うのは、強度をあまり低下させ
ずに延性を向上させ、繰り返し曲げ回数を増加させると
ともに、冷間圧延で住した残留応力を均一化し、エツチ
ングむらをなくするためである。なお、本発明者等の研
究によれば、繰り返し曲げ破断回数は材料の引張強さと
延性が大きいほど増加することから、リードフレーム材
の強度と延性をともに高めることが重要である。
ずに延性を向上させ、繰り返し曲げ回数を増加させると
ともに、冷間圧延で住した残留応力を均一化し、エツチ
ングむらをなくするためである。なお、本発明者等の研
究によれば、繰り返し曲げ破断回数は材料の引張強さと
延性が大きいほど増加することから、リードフレーム材
の強度と延性をともに高めることが重要である。
上記の焼鈍処理は200〜700℃の温度範囲で行うこ
とが必要で、200℃未満では残留応力の均一化および
延性向上効果が十分ではな(,700’Cを超えると再
結晶が完全に進み、軟化してしまう、すなわち、200
〜700℃の温度範囲で適当な時間加熱することにより
再結晶を十分に生しさせず“回復”の過程にとどめ、強
度の低下を最小限に抑えるのである。なお、焼鈍時間は
5〜60分程度とするのが好適である。また、焼鈍はス
ケールが表面に生成しないように真空中あるいは水素雰
囲気中で行うのが望ましい、この焼鈍工程において被処
理材に張力を付加した焼鈍(テンション付加焼鈍)を行
うと、残留応力の均一化にさらに効果的である。
とが必要で、200℃未満では残留応力の均一化および
延性向上効果が十分ではな(,700’Cを超えると再
結晶が完全に進み、軟化してしまう、すなわち、200
〜700℃の温度範囲で適当な時間加熱することにより
再結晶を十分に生しさせず“回復”の過程にとどめ、強
度の低下を最小限に抑えるのである。なお、焼鈍時間は
5〜60分程度とするのが好適である。また、焼鈍はス
ケールが表面に生成しないように真空中あるいは水素雰
囲気中で行うのが望ましい、この焼鈍工程において被処
理材に張力を付加した焼鈍(テンション付加焼鈍)を行
うと、残留応力の均一化にさらに効果的である。
付加すべき張力は通常5〜40kgf/am”が好適で
ある6 5 kgf/am”未満では効果が不十分であ
り、40kgf/am”を超えると材料が塑性変形する
恐れがある。
ある6 5 kgf/am”未満では効果が不十分であ
り、40kgf/am”を超えると材料が塑性変形する
恐れがある。
(実施例)
第1表に示す組成のFe−Ni系合金を真空溶解により
溶製し、鋳造、鍛造、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍
、冷間圧延、テンション付加焼鈍の各工程を経て板厚0
.lmm0薄帯とした。
溶製し、鋳造、鍛造、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍
、冷間圧延、テンション付加焼鈍の各工程を経て板厚0
.lmm0薄帯とした。
最終冷間圧延工程における加工度は80%、テンション
は15kgf/、@”、その時の焼鈍条件は500°c
×15分とした。
は15kgf/、@”、その時の焼鈍条件は500°c
×15分とした。
この薄帯から幅25mm、標点路It (GL) 50
++nの引張試験片を切り出して引張試験を行い、また
、エツチング処理によりリード幅0.2−のリードフレ
ーム(単にリードともいう)を作製し、第1図に示すよ
うにリード2の一端を治具1に固定して90°曲げを繰
り返す繰り返し曲げ破断試験を行った。
++nの引張試験片を切り出して引張試験を行い、また
、エツチング処理によりリード幅0.2−のリードフレ
ーム(単にリードともいう)を作製し、第1図に示すよ
うにリード2の一端を治具1に固定して90°曲げを繰
り返す繰り返し曲げ破断試験を行った。
方、冷間圧延の途中工程材から熱膨張試験片(5mmX
5mm、長さ5〇−醜)を切り出し、ライッ熱膨張計に
より室温〜450℃の温度域における熱膨張率を測定し
た。なお、熱膨張率は冷間圧延率、焼鈍条件でほとんど
変化しないことを予め予備試験で確認した。
5mm、長さ5〇−醜)を切り出し、ライッ熱膨張計に
より室温〜450℃の温度域における熱膨張率を測定し
た。なお、熱膨張率は冷間圧延率、焼鈍条件でほとんど
変化しないことを予め予備試験で確認した。
試験結果を第1表に併せ示す、同表の結果から、本発明
合金(Nnl−12)はすべて通常の4270イ(比較
合金N1113)に比較して強度が優れ、繰り返し曲げ
破断回数が多く、熱膨張率も8.0xlO−’/”c以
下で良好であった。
合金(Nnl−12)はすべて通常の4270イ(比較
合金N1113)に比較して強度が優れ、繰り返し曲げ
破断回数が多く、熱膨張率も8.0xlO−’/”c以
下で良好であった。
一方、比較合金において、通常4270イ(Nl113
)は強度が低く、Ni含有量が本発明の範囲外であるN
cL14および23、Co含有量が本発明の範囲を超え
る階22およびMn含有量が本発明の範囲を超えるk1
6では熱膨張率が高い。Si含有量が本発明の範囲を超
えるk15およびMn含有量が本発明の範囲に満たない
隘24では、熱間圧延の際、耳ワレを生じた。
)は強度が低く、Ni含有量が本発明の範囲外であるN
cL14および23、Co含有量が本発明の範囲を超え
る階22およびMn含有量が本発明の範囲を超えるk1
6では熱膨張率が高い。Si含有量が本発明の範囲を超
えるk15およびMn含有量が本発明の範囲に満たない
隘24では、熱間圧延の際、耳ワレを生じた。
C,V、 Ti、 Nbが本発明の範囲を外れる場合(
階17〜21)は延性に乏しかったり、繰り返し曲げ破
断回数が少なかったり、熱膨張率が8 Xl0−’/”
Cより大きいなどの問題があった。
階17〜21)は延性に乏しかったり、繰り返し曲げ破
断回数が少なかったり、熱膨張率が8 Xl0−’/”
Cより大きいなどの問題があった。
第2表は、本発明合金漱3の材料を用い、同表に示すよ
うに、冷間圧延の最終工程における加工度およびテンシ
ョン付加焼鈍条件を変化させて薄帯を作製し、前記と同
様に引張試験、繰り返し曲げ破断試験を行うとともに、
他の特性(エツチングむら、材料の平滑度等)を調査し
た結果を示したものである。
うに、冷間圧延の最終工程における加工度およびテンシ
ョン付加焼鈍条件を変化させて薄帯を作製し、前記と同
様に引張試験、繰り返し曲げ破断試験を行うとともに、
他の特性(エツチングむら、材料の平滑度等)を調査し
た結果を示したものである。
この結果から、本発明方法に定めた範囲外の条件で圧延
あるいは焼鈍を行った場合は、機械的性質あるいはその
他の特性が劣化していることがわかる。
あるいは焼鈍を行った場合は、機械的性質あるいはその
他の特性が劣化していることがわかる。
(発明の効果)
本発明のFe−Ni系合金は、高強度でかつ延性に優れ
、ICのリードフレーム用材料として好適である。特に
、セラミックQFP用リードの多ビン化に対する要望に
応え得る特性を有しており、その工業上における有用性
は極めて大きい。
、ICのリードフレーム用材料として好適である。特に
、セラミックQFP用リードの多ビン化に対する要望に
応え得る特性を有しており、その工業上における有用性
は極めて大きい。
第1図は、リード繰り返し曲げ破断試験方法の概略説明
図である。
図である。
Claims (5)
- (1)重量%で、C:0.03〜0.20%、Ni:3
6〜45%、Si:0.50%以下、Mn:0.1〜1
.0%を含有し、かつSi(%)+Mn(%)≦1%な
る式を満足し、残部がFeおよび不可避不純物からなる
ことを特徴とする高強度低熱膨張合金。 - (2)請求項(1)に記載の成分に加えて、さらにTi
、Nb、Vの1種以上を単独または合計で3.0%以下
含有することを特徴とする高強度低熱膨張合金。 - (3)請求項(1)に記載の成分に加えて、さらにCo
を1.0%以下含有することを特徴とする高強度低熱膨
張合金。 - (4)請求項(1)に記載の成分に加えて、さらにTi
、Nb、Vの1種以上を単独または合計で3.0%以下
、およびCoを1.0%以下含有することを特徴とする
高強度低熱膨張合金。 - (5)請求項(1)〜(4)のいずれかに記載の組成を
有する合金を冷間圧延の最終工程において加工率70%
以上で圧延し、次いで200〜700℃の温度範囲で5
〜40kgf/mm^2の張力を付加して焼鈍すること
を特徴とする高強度低熱膨張合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18314590A JPH0472037A (ja) | 1990-07-10 | 1990-07-10 | 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18314590A JPH0472037A (ja) | 1990-07-10 | 1990-07-10 | 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0472037A true JPH0472037A (ja) | 1992-03-06 |
Family
ID=16130590
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18314590A Pending JPH0472037A (ja) | 1990-07-10 | 1990-07-10 | 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0472037A (ja) |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5518244B1 (ja) * | 2013-10-30 | 2014-06-11 | 日立造船株式会社 | 低熱膨張鋳物 |
JP2015086467A (ja) * | 2014-03-14 | 2015-05-07 | 日立造船株式会社 | 低熱膨張鋳物 |
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JP2016117924A (ja) * | 2014-12-19 | 2016-06-30 | 日本鋳造株式会社 | 塑性加工用または鋳造用高ヤング率低熱膨張鋳造合金およびその製造方法 |
CN110195185A (zh) * | 2018-02-26 | 2019-09-03 | 江西宝顺昌特种合金制造有限公司 | 一种高强度、低膨胀倍容导线导芯及其制造方法 |
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WO2021221003A1 (ja) | 2020-04-28 | 2021-11-04 | 日鉄ステンレス株式会社 | 合金材およびその製造方法 |
WO2024033117A1 (fr) * | 2022-08-09 | 2024-02-15 | Compagnie Generale Des Etablissements Michelin | Pièces métalliques à bas coefficient de dilatation thermique et résistance mécanique élevée |
-
1990
- 1990-07-10 JP JP18314590A patent/JPH0472037A/ja active Pending
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