JPH0627301B2 - セラミック接合用の高強度低熱膨張合金 - Google Patents
セラミック接合用の高強度低熱膨張合金Info
- Publication number
- JPH0627301B2 JPH0627301B2 JP6991085A JP6991085A JPH0627301B2 JP H0627301 B2 JPH0627301 B2 JP H0627301B2 JP 6991085 A JP6991085 A JP 6991085A JP 6991085 A JP6991085 A JP 6991085A JP H0627301 B2 JPH0627301 B2 JP H0627301B2
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- Japan
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- thermal expansion
- coefficient
- less
- strength
- alloy
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、セラミックスとの接合用合金として使用す
る高強度低熱膨張合金に関するものである。
る高強度低熱膨張合金に関するものである。
最近、炭、窒化けい素やアルミナなどのファインセラミ
ックの活用が各分野で盛んに検討されている。中でもか
かるセラミックスのもつ優れた耐熱性の利用が注目を浴
びているが、セラミックスは一方で機械的、熱的衝撃に
比較的弱いすなわち脆いという欠点をもっているので、
単独での使用には限界があり、通常この欠点を補うべ
く、靭性および耐熱衝撃性に富む金属と接合または複合
化して使用される。
ックの活用が各分野で盛んに検討されている。中でもか
かるセラミックスのもつ優れた耐熱性の利用が注目を浴
びているが、セラミックスは一方で機械的、熱的衝撃に
比較的弱いすなわち脆いという欠点をもっているので、
単独での使用には限界があり、通常この欠点を補うべ
く、靭性および耐熱衝撃性に富む金属と接合または複合
化して使用される。
表１に、現在汎用されている代表的なファインセラミッ
クの特性を示す。
クの特性を示す。
同表より明らかなように、セラミックスは一般に熱間で
の強度が高く、また熱膨張係数が低い。従って接合用金
属としても、セラミックスの使用温度のほぼ上限に当る
500℃において約50kgf ／mm２以上の高い熱間強度と、
0〜 500℃間の平均熱膨張係数が 8.0〜 9.0×10-6／℃
以下程度の低熱膨張性が必要とされるのである。
の強度が高く、また熱膨張係数が低い。従って接合用金
属としても、セラミックスの使用温度のほぼ上限に当る
500℃において約50kgf ／mm２以上の高い熱間強度と、
0〜 500℃間の平均熱膨張係数が 8.0〜 9.0×10-6／℃
以下程度の低熱膨張性が必要とされるのである。
（従来の技術） 低熱膨張合金としては、従来からＦｅ -36％Ｎｉインバ
ー合金やＦｅ -32％Ｎｉ -５％Ｃｏの組成になるスパー
インバー合金が知られている。この種合金は、冷却過程
で生じる体積収縮を、キュリー点以下での磁気発生に伴
う大きな自発体積磁歪（膨張）によって相殺することに
より、常温付近における熱膨張係数αを、α０に保持
するものである。ただしこれらの合金のキュリー点はい
ずれも 200℃近辺であり、従って 200℃程度までは低熱
膨張性を維持できるが、それ以上の高温になるとαは急
激に大きくなる。
ー合金やＦｅ -32％Ｎｉ -５％Ｃｏの組成になるスパー
インバー合金が知られている。この種合金は、冷却過程
で生じる体積収縮を、キュリー点以下での磁気発生に伴
う大きな自発体積磁歪（膨張）によって相殺することに
より、常温付近における熱膨張係数αを、α０に保持
するものである。ただしこれらの合金のキュリー点はい
ずれも 200℃近辺であり、従って 200℃程度までは低熱
膨張性を維持できるが、それ以上の高温になるとαは急
激に大きくなる。
またガラス封着用合金として利用されているＦｅ -29Ｎ
ｉ -17Ｃｏ合金は、０℃から 500℃までの平均熱膨張係
数がα０〜5 00℃＝ 6.5×10-6／℃と熱膨張に関しては
優れた特性をそなえているが、反面耐熱強度は低く、 5
00℃における引張り強さはせいぜい20kgf ／mm２程度で
あるため、セラミックスのもつ高温高強度特性を十分に
活かすことはできない。
ｉ -17Ｃｏ合金は、０℃から 500℃までの平均熱膨張係
数がα０〜5 00℃＝ 6.5×10-6／℃と熱膨張に関しては
優れた特性をそなえているが、反面耐熱強度は低く、 5
00℃における引張り強さはせいぜい20kgf ／mm２程度で
あるため、セラミックスのもつ高温高強度特性を十分に
活かすことはできない。
一方高い熱間強度および耐熱衝撃性をそなえるものとし
ては、鉄基合金やニッケル基合金など多数が開発されて
いる。これらの合金では 500℃における熱間引張り強さ
が50〜 100kgf ／mm２程度のものが容易に得られるけれ
ども、熱膨張係数が14〜22×10-6／℃と大きいため、セ
ラミックスと接合した場合に両者の熱膨張差によって、
接合部ではく離したり、セラミックスに割れが生じるこ
とがあった。
ては、鉄基合金やニッケル基合金など多数が開発されて
いる。これらの合金では 500℃における熱間引張り強さ
が50〜 100kgf ／mm２程度のものが容易に得られるけれ
ども、熱膨張係数が14〜22×10-6／℃と大きいため、セ
ラミックスと接合した場合に両者の熱膨張差によって、
接合部ではく離したり、セラミックスに割れが生じるこ
とがあった。
（発明が解決しようとする問題点） このように従来は、高い熱間強度と低い熱膨張係数を併
せ持つ合金は存在せず、その開発が望まれていた。
せ持つ合金は存在せず、その開発が望まれていた。
この点、Ｎｉ系合金にＴｉ，Ａｌを添加してＮｉ３（Ｔ
ｉ，Ａｌ）を時効析出させると、冷，熱間強度が上昇す
ることから、この現象を利用して前記インバータ合金の
高温強度の改善を図ることが考えられたが、インバー合
金にＴｉやＡｌを添加すると、キュリー点が急激に低下
すると共にキュリー点以下での熱膨張係数が増大し、さ
らにはマルテンサイト温度も上昇し、いずれにしても０
〜 500℃の温度範囲において適切な熱膨張係数は得られ
なかったのである。
ｉ，Ａｌ）を時効析出させると、冷，熱間強度が上昇す
ることから、この現象を利用して前記インバータ合金の
高温強度の改善を図ることが考えられたが、インバー合
金にＴｉやＡｌを添加すると、キュリー点が急激に低下
すると共にキュリー点以下での熱膨張係数が増大し、さ
らにはマルテンサイト温度も上昇し、いずれにしても０
〜 500℃の温度範囲において適切な熱膨張係数は得られ
なかったのである。
この発明は、上記の実情に鑑みて開発されたもので、高
い熱間強度と低い熱膨張係数という相反する二つの特性
を兼ねそなえ、とくにセラミックスとの接合用合金とし
て有用な高温強度に優れる低熱膨張合金を提案すること
を目的とする。
い熱間強度と低い熱膨張係数という相反する二つの特性
を兼ねそなえ、とくにセラミックスとの接合用合金とし
て有用な高温強度に優れる低熱膨張合金を提案すること
を目的とする。
（問題点を解決するための手段） すなわちこの発明は、Ｃ： 0.1wt％（以下単に％で示
す）以下、Ｓｉ： 0.5％以下、Ｍｎ： 0.5％以下、Ｔ
ｉ： 0.5〜 3.0％およびＡｌ： 0.2超〜 1.0％を含み、
かつＮｉ：29.0〜50.0％およびＣｏ：11.0〜18.0％を、
Ｎｉ＋Ｃｏ：43.0〜51.0％の範囲において含有し、残部
は実質的にＦｅの組成になり、時効処理後 500℃におけ
る引張り強さが50kgf ／mm２以上でかつ０〜 500℃間の
平均熱膨張係数が 8.5×10-6／℃以下である高温強度に
優れる低熱膨張合金である。
す）以下、Ｓｉ： 0.5％以下、Ｍｎ： 0.5％以下、Ｔ
ｉ： 0.5〜 3.0％およびＡｌ： 0.2超〜 1.0％を含み、
かつＮｉ：29.0〜50.0％およびＣｏ：11.0〜18.0％を、
Ｎｉ＋Ｃｏ：43.0〜51.0％の範囲において含有し、残部
は実質的にＦｅの組成になり、時効処理後 500℃におけ
る引張り強さが50kgf ／mm２以上でかつ０〜 500℃間の
平均熱膨張係数が 8.5×10-6／℃以下である高温強度に
優れる低熱膨張合金である。
以下この発明を具体的に説明する。
まずこの発明において、成分組成範囲を上記のとおりに
限定した理由について説明する。
限定した理由について説明する。
Ｃ： 0.1％以下、 Ｃは、Ｔｉと結合して炭化物を形成し、強度の向上に寄
与するが、多量に含まれると、後述するように時効処理
においてＮｉと金属間化合物を形成し微細分散して強度
向上に寄与するＴｉを減少させる結果、かえって熱間強
度の低下を招くので、 0.1％以下の範囲で添加すること
にした。
与するが、多量に含まれると、後述するように時効処理
においてＮｉと金属間化合物を形成し微細分散して強度
向上に寄与するＴｉを減少させる結果、かえって熱間強
度の低下を招くので、 0.1％以下の範囲で添加すること
にした。
Ｓｉ： 0.5％以下、 Ｓｉは、溶解時における脱酸剤として有用であるが、含
有量が.5％を超えるとキュリー点が低温側に移行し、熱
膨張係数が大きくなるので、Ｓｉ含有量は 0.5％以下に
限定した。
有量が.5％を超えるとキュリー点が低温側に移行し、熱
膨張係数が大きくなるので、Ｓｉ含有量は 0.5％以下に
限定した。
Ｍｎ： 0.5％以下 ＭｎもＳｉ同様、溶解時における脱酸剤として有効に寄
与するが、含有量が 0.5を超えるとやはり熱膨張係数が
大きくなるので、 0.5％以下に限定した。
与するが、含有量が 0.5を超えるとやはり熱膨張係数が
大きくなるので、 0.5％以下に限定した。
Ｔｉ： 0.5〜 3.0％ Ｔｉは、時効処理によってＮｉ３Ｔｉの金属間化合物を
微細に析出させ、熱間強度を著しく向上させる有用な元
素である。しかしながら 0.5％未満ではその添加効果に
乏しく、一方 3.0％を超えるとキュリー点が極端に低温
側に移行し、熱膨張係数が大きくなるので、Ｔｉ含有量
は 0.5〜 3.0％の範囲に限定した。
微細に析出させ、熱間強度を著しく向上させる有用な元
素である。しかしながら 0.5％未満ではその添加効果に
乏しく、一方 3.0％を超えるとキュリー点が極端に低温
側に移行し、熱膨張係数が大きくなるので、Ｔｉ含有量
は 0.5〜 3.0％の範囲に限定した。
Ａｌ：0.2超〜1.0 ％ Ａｌは、Ｔｉと共存させることにより、時効処理時に金
属間化合物Ｎｉ３（Ｔｉ，Ａｌ）を析出して熱間強度の
向上に有効に寄与するが、含有量が 0.2％以下ではその
添加効果に乏しく、一方 1.0％を超えるとキュリー点が
低温側に大幅に移行すると共に熱膨張係数が大きくなる
ので、 0.2超〜1.0 ％の範囲に限定した。
属間化合物Ｎｉ３（Ｔｉ，Ａｌ）を析出して熱間強度の
向上に有効に寄与するが、含有量が 0.2％以下ではその
添加効果に乏しく、一方 1.0％を超えるとキュリー点が
低温側に大幅に移行すると共に熱膨張係数が大きくなる
ので、 0.2超〜1.0 ％の範囲に限定した。
Ｎｉ：29.0〜50.0％ Ｎｉは後述するＣｏと共に、熱膨張係数の低減に有効に
寄与するだけでなく、時効処理においてＮｉ（Ｔｉ，Ａ
ｌ）の微細な金属間化合物を析出させることによって熱
間強度を向上させる上でも有用な元素であるが、29.0％
に満たないと−40℃以上の温度でマルテンサイト変態を
起こして熱膨張係数を大きくするおそれが大きく、一方
50.0％を超えると自発体積磁歪の減少にともなってやは
り熱膨張係数が大きくなるので、Ｎｉ含有量は29.0〜5
0.0％の範囲に限定した。
寄与するだけでなく、時効処理においてＮｉ（Ｔｉ，Ａ
ｌ）の微細な金属間化合物を析出させることによって熱
間強度を向上させる上でも有用な元素であるが、29.0％
に満たないと−40℃以上の温度でマルテンサイト変態を
起こして熱膨張係数を大きくするおそれが大きく、一方
50.0％を超えると自発体積磁歪の減少にともなってやは
り熱膨張係数が大きくなるので、Ｎｉ含有量は29.0〜5
0.0％の範囲に限定した。
Ｃｏ：11.0〜18.0％ Ｃｏは、キュリー点を高温側に効果的に移行し得る元素
で熱膨張係数に強く関与するが、０〜 500℃の温度範囲
で最小の熱膨張係数が得られるのは11.0〜18.0％の範囲
であるので、Ｃｏはこの範囲で添加することにした。
で熱膨張係数に強く関与するが、０〜 500℃の温度範囲
で最小の熱膨張係数が得られるのは11.0〜18.0％の範囲
であるので、Ｃｏはこの範囲で添加することにした。
Ｎｉ＋Ｃｏ：43.0〜51.0％ ＮｉおよびＣｏは、上述したように高温強度の向上や熱
膨張係数の低減に有効に寄与するが、上記の範囲で添加
したとしても必ずしも良好な結果が得れるというわけで
はなく、熱膨張係数の低減にはＮｉとＣｏとの合計量が
重量である。
膨張係数の低減に有効に寄与するが、上記の範囲で添加
したとしても必ずしも良好な結果が得れるというわけで
はなく、熱膨張係数の低減にはＮｉとＣｏとの合計量が
重量である。
第１図に、熱膨張係数αおよびキュリー点θに及ぼすＮ
ｉ＋Ｃｏの影響について調べた結果を示す。
ｉ＋Ｃｏの影響について調べた結果を示す。
同図より明らかなように、（Ｎｉ＋Ｃｏ）が43.0％に満
たないと、キュリー点θが 300℃以下になるかマルテン
サイト変態を生じ、結果として熱膨張係数αが急激に上
昇するため、０〜 500℃における平均熱膨張係数αは
8.5×10-6／℃より大きくなり、一方51.0％を超えると
０℃からキュリー点（ 450℃）までの熱膨張係数αが底
上げされる結果、やはり平均熱膨張係数αは 8.5×10-6
／℃を超えるので、（Ｎｉ＋Ｃｏ）は43.0〜51.0％の範
囲に制限することが肝要である。
たないと、キュリー点θが 300℃以下になるかマルテン
サイト変態を生じ、結果として熱膨張係数αが急激に上
昇するため、０〜 500℃における平均熱膨張係数αは
8.5×10-6／℃より大きくなり、一方51.0％を超えると
０℃からキュリー点（ 450℃）までの熱膨張係数αが底
上げされる結果、やはり平均熱膨張係数αは 8.5×10-6
／℃を超えるので、（Ｎｉ＋Ｃｏ）は43.0〜51.0％の範
囲に制限することが肝要である。
次にこの発明鋼の製造法について説明する。
この発明鋼は、Ｔｉ，Ａｌを高濃度で含有しているの
で、溶解に当っては真空または非酸化性雰囲気中で行う
必要があり、鋳込んだのちは熱間鍛造圧延によって所定
の形状とする。
で、溶解に当っては真空または非酸化性雰囲気中で行う
必要があり、鋳込んだのちは熱間鍛造圧延によって所定
の形状とする。
ついで、1000〜1150℃の温度範囲における均熱を経て水
冷ないしは空冷する溶体化処理を施したのち、 600〜 7
50℃程度の温度に１〜20時間程度保持してから空冷する
時効処理を施してＮｉ（Ｔｉ，Ａｌ）を析出させ、素材
を硬化させる。
冷ないしは空冷する溶体化処理を施したのち、 600〜 7
50℃程度の温度に１〜20時間程度保持してから空冷する
時効処理を施してＮｉ（Ｔｉ，Ａｌ）を析出させ、素材
を硬化させる。
ここに溶体化処理温度を1000〜1150℃としたのは、処理
温度が1000℃に満たないと固溶元素の溶け込みが不足
し、一方1150℃を超えるとマトリックスの結晶が粗大化
して脆くなるからである。また時効処理温度を 600〜 7
50℃としたのは、この温度範囲で熱間強度が最も高くな
るからである。
温度が1000℃に満たないと固溶元素の溶け込みが不足
し、一方1150℃を超えるとマトリックスの結晶が粗大化
して脆くなるからである。また時効処理温度を 600〜 7
50℃としたのは、この温度範囲で熱間強度が最も高くな
るからである。
（作 用） この発明において、高い熱間強度と低い熱膨張係数が得
られるのは、自発体積磁歪による熱膨張係数の低減を十
分に発揮させるに足るＮｉ＋Ｃｏ量を確保した上で、さ
らにＮｉ（Ｔｉ，Ａｌ）の微細分散析出を図ったことに
よる。
られるのは、自発体積磁歪による熱膨張係数の低減を十
分に発揮させるに足るＮｉ＋Ｃｏ量を確保した上で、さ
らにＮｉ（Ｔｉ，Ａｌ）の微細分散析出を図ったことに
よる。
（実施例） 表２に示した各成分組成になる供試鋼（Ｎｏ．１〜11）
を真空誘導溶解炉においてそれぞれ30kgづつ溶解してか
ら、50mmφのインゴットを作成し、ついで熱間鍛造、圧
延を施して12mmφの丸棒とした。その後の熱処理は次の
とおりである。
を真空誘導溶解炉においてそれぞれ30kgづつ溶解してか
ら、50mmφのインゴットを作成し、ついで熱間鍛造、圧
延を施して12mmφの丸棒とした。その後の熱処理は次の
とおりである。
Ｎｏ．１〜３の適合例およびＮｏ４〜７の比較例につい
ては、1050℃に１時間均熱保持後水冷する溶体化処理を
施したのち、 650℃，５時間の時効処理を行った。
ては、1050℃に１時間均熱保持後水冷する溶体化処理を
施したのち、 650℃，５時間の時効処理を行った。
Ｎｏ．８（スーパーインバー合金）およびＮｏ．９（コ
バール）については、 850℃で溶体化処理を行った。
バール）については、 850℃で溶体化処理を行った。
Ｎｏ．10のＮｉ基超耐熱鋼は、1100℃で溶体化処理後、
700℃で５時間の時効処理を行った。
700℃で５時間の時効処理を行った。
Ｎｏ．11の鉄基耐熱鋼は、 980で油冷後、 720℃で５時
間の時効処理を施した。
間の時効処理を施した。
かくして得られた各試料のキュリー点、熱膨張係数およ
び熱間引張り強さについて調べた結果を表３に示す。な
お熱膨張係数の測定は、５mmφ×50mmの試片を削り出
して−30℃から 550℃まで測定し、０〜 500℃間の平均
値で示した。また熱間引張り試験は、平均部を６mmφ×
30mmとし、 500℃に15分間保持後に行った。
び熱間引張り強さについて調べた結果を表３に示す。な
お熱膨張係数の測定は、５mmφ×50mmの試片を削り出
して−30℃から 550℃まで測定し、０〜 500℃間の平均
値で示した。また熱間引張り試験は、平均部を６mmφ×
30mmとし、 500℃に15分間保持後に行った。
表３においてＮｏ．４は（Ｎｉ＋Ｃｏ）が43.0％以下の
比較例で、溶体化処理および時効処理における室温まで
の冷却途中でマルテンサイト変態を起し、熱間強度には
優れるものの、平均熱膨張係数は10.28 ×10-6／℃と大
きな値を示すと共に、熱膨張曲線はヒステリシス・ルー
プを呈した。
比較例で、溶体化処理および時効処理における室温まで
の冷却途中でマルテンサイト変態を起し、熱間強度には
優れるものの、平均熱膨張係数は10.28 ×10-6／℃と大
きな値を示すと共に、熱膨張曲線はヒステリシス・ルー
プを呈した。
Ｎｏ．５は、（Ｃｏ＋Ｎｉ）が51.0％以上の例であり、
キュリー点は 434℃と高温ではあるが、熱膨張係数は
8.71 ×10-6／℃とやや大きな値を示した。
キュリー点は 434℃と高温ではあるが、熱膨張係数は
8.71 ×10-6／℃とやや大きな値を示した。
Ｎｏ．６はＴｉが 3.0％以上の例、またＮｏ．７はＮｂ
が 3.0％以上の例である。両者共に熱間引張り強さは良
好ではあるものの、熱膨張係数は９〜12×10-6／℃と高
い値を示した。
が 3.0％以上の例である。両者共に熱間引張り強さは良
好ではあるものの、熱膨張係数は９〜12×10-6／℃と高
い値を示した。
Ｎｏ．８の参考例（スーパーインバー合金）は、 100℃
以下の低温ではα＝ 0.58 ×10-6／℃と熱膨張係数は極
めて小さかったが、キュリー点は 220℃と低く、キュリ
ー点を超えるとαは急激に大きくなので０〜 500℃間の
平均熱膨張係数は 8.7×10-6／℃とさほど良好な値は得
られなかった。加えて熱間引張り強さは18kgf ／mm２と
極めて低い値しか得られなかった。
以下の低温ではα＝ 0.58 ×10-6／℃と熱膨張係数は極
めて小さかったが、キュリー点は 220℃と低く、キュリ
ー点を超えるとαは急激に大きくなので０〜 500℃間の
平均熱膨張係数は 8.7×10-6／℃とさほど良好な値は得
られなかった。加えて熱間引張り強さは18kgf ／mm２と
極めて低い値しか得られなかった。
Ｎｏ．９のコバールは、熱膨張係数は良好であったが、
熱間引張り強さが22kgf ／mm２と小さかった。
熱間引張り強さが22kgf ／mm２と小さかった。
Ｎｏ．10，11の両耐熱鋼はいずれも、引張り強さは良好
であったが、熱膨張係数は15.1〜17.6×10-6／℃と極め
て高かった。
であったが、熱膨張係数は15.1〜17.6×10-6／℃と極め
て高かった。
これに対しこの発明に従い得られたもの（No.１〜３）
はいずれも、平均熱膨張係数は7.03〜8.02×10-6／℃と
小さく、また熱間引張り強さは72.0〜101.0kgf/mm2と高
い値が得られた。
はいずれも、平均熱膨張係数は7.03〜8.02×10-6／℃と
小さく、また熱間引張り強さは72.0〜101.0kgf/mm2と高
い値が得られた。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、セラミックスと同程度の低
い熱膨張係数および同等ないしはそれ以上の高い熱間強
度を併せもつ、熱間強度に優れる低熱膨張合金を得るこ
とができ、とくにセラミックス接合用合金としての用途
に供して偉効を奏する。
い熱膨張係数および同等ないしはそれ以上の高い熱間強
度を併せもつ、熱間強度に優れる低熱膨張合金を得るこ
とができ、とくにセラミックス接合用合金としての用途
に供して偉効を奏する。
第１図ａおよびｂはそれぞれ、熱膨張係数αおよびキュ
リー点θに及ぼす（Ｎｉ＋Ｃｏ）量の影響を示したグラ
フである。
リー点θに及ぼす（Ｎｉ＋Ｃｏ）量の影響を示したグラ
フである。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：0.1 wt％以下、 Ｓｉ：0.5 wt％以下、 Ｍｎ：0.5 wt％以下、 Ｔｉ：0.5〜0.3 wt％および Ａｌ：0.2超〜1.0 wt％ を含み、かつ Ｎｉ：29.0〜50.0 wt％および Ｃｏ：11.0〜18.0 wt％ を、Ｎｉ＋Ｃｏ：43.0〜51.0 wt％ の範囲において含有し、残部は実質的にＦｅの組成にな
り、時効処理後 500℃における引張り強さが 50 kgf/mm
２以上でかつ０〜500 ℃間の平均熱膨張係数が8.5×10
-6／℃以下である、セラミックス接合用の高強度低熱膨
張合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6991085A JPH0627301B2 (ja) | 1985-04-04 | 1985-04-04 | セラミック接合用の高強度低熱膨張合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6991085A JPH0627301B2 (ja) | 1985-04-04 | 1985-04-04 | セラミック接合用の高強度低熱膨張合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61231138A JPS61231138A (ja) | 1986-10-15 |
| JPH0627301B2 true JPH0627301B2 (ja) | 1994-04-13 |
Family
ID=13416323
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6991085A Expired - Lifetime JPH0627301B2 (ja) | 1985-04-04 | 1985-04-04 | セラミック接合用の高強度低熱膨張合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0627301B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61270270A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | 大同特殊鋼株式会社 | 接合構造 |
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-
1985
- 1985-04-04 JP JP6991085A patent/JPH0627301B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61231138A (ja) | 1986-10-15 |
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