JPS61213334A - 耐摩耗性含銅合金 - Google Patents
耐摩耗性含銅合金Info
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- JPS61213334A JPS61213334A JP5290185A JP5290185A JPS61213334A JP S61213334 A JPS61213334 A JP S61213334A JP 5290185 A JP5290185 A JP 5290185A JP 5290185 A JP5290185 A JP 5290185A JP S61213334 A JPS61213334 A JP S61213334A
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- Japan
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- alloy
- wear resistance
- dispersed
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- compd
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
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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〕
本発明は摩耗に優れた特性を有する合金に関するもので
ある。
ある。
近年、機械部品、事務部品、自動車部品等で耐摩耗性の
優れた合金の需要が高くなってきた。
優れた合金の需要が高くなってきた。
耐摩耗性に優れた銅合金としてＣｕ−３ｎ 、、 Ｃｕ
−Ｚｎ、Ｃｕ−３ｎ−Ｚｎｓ Ｃｕ−Ｎｉ ｓ Ｃｕ−
５ｎ−Ｐｂ、 Ｃｕ−Ｐｂ合金等の材料が軸受などに利
用されているが、高速、高荷重の苛酷な使用環境では満
足する耐摩耗性を示さず、さらに耐摩耗性の優れた材料
の開発が望まれている。
−Ｚｎ、Ｃｕ−３ｎ−Ｚｎｓ Ｃｕ−Ｎｉ ｓ Ｃｕ−
５ｎ−Ｐｂ、 Ｃｕ−Ｐｂ合金等の材料が軸受などに利
用されているが、高速、高荷重の苛酷な使用環境では満
足する耐摩耗性を示さず、さらに耐摩耗性の優れた材料
の開発が望まれている。
本発明は、前記従来技術の問題点に留意してなされたも
のであり、高速、高荷重に耐えられる耐摩耗性含銅合金
を種々検討した結果、本発明を完成したものである。
のであり、高速、高荷重に耐えられる耐摩耗性含銅合金
を種々検討した結果、本発明を完成したものである。
即ち、本発明は（１）Ｎｉ１４〜７０％、８１〜１０％
、残部Ｃｕの組成よりなり、Ｃｕ−Ｎｉ相とＮｉ−８の
化合物相が互いに分散した組織を有する耐摩耗性含銅合
金。若しくは、（２）Ｎｉ１４〜７０％、８１〜１０％
、Ｆｅ及びＣｏの一種又は二種１〜５０％、残部Ｃｕの
組成よりなり、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ、 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ
、 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏの一種以上の相とＮｉ−Ｆ
ｅ−Ｂ 、、 Ｎｉ−Ｃｏ−８もしくはＮｉ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｂの一種以上の化合物相が互いに分散した組織を有
する耐摩耗性含銅合金である。
、残部Ｃｕの組成よりなり、Ｃｕ−Ｎｉ相とＮｉ−８の
化合物相が互いに分散した組織を有する耐摩耗性含銅合
金。若しくは、（２）Ｎｉ１４〜７０％、８１〜１０％
、Ｆｅ及びＣｏの一種又は二種１〜５０％、残部Ｃｕの
組成よりなり、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ、 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ
、 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏの一種以上の相とＮｉ−Ｆ
ｅ−Ｂ 、、 Ｎｉ−Ｃｏ−８もしくはＮｉ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｂの一種以上の化合物相が互いに分散した組織を有
する耐摩耗性含銅合金である。
本発明に於いては耐摩耗性の向上を目的とすることから
、前記の組成を有する合金を溶解して急冷凝固すること
により、Ｃｕを主体とする軟質相とＮｉ硼化物を主体と
する硬質相が均一微細に分散した金属組織を形成させる
。溶解鍛造法では、上記の二相を均一微細に分散させる
事は難しい。
、前記の組成を有する合金を溶解して急冷凝固すること
により、Ｃｕを主体とする軟質相とＮｉ硼化物を主体と
する硬質相が均一微細に分散した金属組織を形成させる
。溶解鍛造法では、上記の二相を均一微細に分散させる
事は難しい。
本発明の合金において、化学組成を前記のように限定し
た理由を説明する。
た理由を説明する。
（ａｌＮｉ
Ｎｉ成分は、Ｂと化合して硬質の硼化物品を形成して耐
摩耗性を向上させる。またＣｕとは全率固溶であるので
その中にも固溶しＣｕ固溶体品の強化を計る。Ｎｉ含有
量が１４％以下では、前記の効果は得られず、Ｎｉ含有
量が７０％を越えて含有されてもより一層の効果が得ら
れず、経済性をも考慮して、Ｎｉの含有量を１４〜７０
％に定めた。
摩耗性を向上させる。またＣｕとは全率固溶であるので
その中にも固溶しＣｕ固溶体品の強化を計る。Ｎｉ含有
量が１４％以下では、前記の効果は得られず、Ｎｉ含有
量が７０％を越えて含有されてもより一層の効果が得ら
れず、経済性をも考慮して、Ｎｉの含有量を１４〜７０
％に定めた。
（ｂ） Ｂ
Ｂ成分は、Ｎｉ及びＦ１３％ Ｃｏと化合物を作って耐
摩耗性を改善する。Ｂ及びＢ化合物はＣｕ中にはほとん
ど固溶しない。従って本発明の合金は硼化物とＣｕ固溶
体の凝２元系共品型合金を形成する。低Ｂ含有量ではＣ
ｕ固溶体のマトリックスに硼化物が分散した亜共晶合金
になり、高Ｂ含有量では硼化物のマトリックスにＣｕ固
溶体が分散した過共晶合金になる。例えば重量比でＢ
／ Ｎ ｉ＝ ０．１３６の時、Ｃｕ５４，１％、Ｎｉ
４０．４％、Ｂ５．５％に共晶点が存在し、Ｂ＝５．５
％以下では、Ｃｕ固溶体マトリックス中にＮｉ硼化物が
分散した組織の合金となり、一方Ｂ＝５．５％以上では
、Ｎｉ硼化物マトリックス中にＣｕ固溶体が分散した組
織の合金となる。Ｂ含有量の下限を１％としたのは、８
１％以下では硼化物品出量が少ないため十分な耐摩耗性
が得られないためである。一方Ｂ含有量の上限を１０％
としたのは、８１０％以上では硼化物相中のＣｕ固溶体
晶の量が不足し、耐焼付き性等の劣化を招くためである
。
摩耗性を改善する。Ｂ及びＢ化合物はＣｕ中にはほとん
ど固溶しない。従って本発明の合金は硼化物とＣｕ固溶
体の凝２元系共品型合金を形成する。低Ｂ含有量ではＣ
ｕ固溶体のマトリックスに硼化物が分散した亜共晶合金
になり、高Ｂ含有量では硼化物のマトリックスにＣｕ固
溶体が分散した過共晶合金になる。例えば重量比でＢ
／ Ｎ ｉ＝ ０．１３６の時、Ｃｕ５４，１％、Ｎｉ
４０．４％、Ｂ５．５％に共晶点が存在し、Ｂ＝５．５
％以下では、Ｃｕ固溶体マトリックス中にＮｉ硼化物が
分散した組織の合金となり、一方Ｂ＝５．５％以上では
、Ｎｉ硼化物マトリックス中にＣｕ固溶体が分散した組
織の合金となる。Ｂ含有量の下限を１％としたのは、８
１％以下では硼化物品出量が少ないため十分な耐摩耗性
が得られないためである。一方Ｂ含有量の上限を１０％
としたのは、８１０％以上では硼化物相中のＣｕ固溶体
晶の量が不足し、耐焼付き性等の劣化を招くためである
。
（Ｃ）Ｆ ｅ −Ｃｏ
Ｆ ｅ ｓ Ｃｏの１種又は２種は共有するＮｉととも
り硼化物を形成して耐摩耗性を向上させる。一方Ｆｅ５
ＣｏはＣｕ中への固溶度が低いためＣｕ中へ固溶する量
は殆どない。Ｆｅ、Ｇｏ含有量の１種又は２種が１％以
下では前記の効果を得ることができず、５０％以上含有
させても一層の効果は得られないためその含有量を１〜
５０％と定めた。
り硼化物を形成して耐摩耗性を向上させる。一方Ｆｅ５
ＣｏはＣｕ中への固溶度が低いためＣｕ中へ固溶する量
は殆どない。Ｆｅ、Ｇｏ含有量の１種又は２種が１％以
下では前記の効果を得ることができず、５０％以上含有
させても一層の効果は得られないためその含有量を１〜
５０％と定めた。
次ぎに、この合金の製造方法について述べる。
前記の化学組成を有する金属を高周波溶解炉で溶解を行
い、金属溶湯流をタンプッシュに傾注し、その底の細孔
から流出する。一方ポンプから送られてきた高圧水がノ
ズルから噴射され、金属溶湯流を粉末化する。粉末は冷
却水の中に落下して急冷凝固する。本発明の合金は急冷
凝固させることにより微細、均一な金属組織を形成し、
優れた耐摩耗性を発揮する。即ち、１０’℃／ｓｅｃ以
上の速い冷却速度で凝固させた粉末の金属組織は、粉末
の大きさが７４μｍの場合、Ｂ１〜５．５％の範囲では
硼化物を主体とする硬質層の大きさは２．５μｍ以下で
微細、均一な組織を有していた。ＢＳ、５〜１０％の範
囲では、Ｃｕを主体とする軟質層の大きさは３μｍ以下
で微細、均一な組織を有していた。
い、金属溶湯流をタンプッシュに傾注し、その底の細孔
から流出する。一方ポンプから送られてきた高圧水がノ
ズルから噴射され、金属溶湯流を粉末化する。粉末は冷
却水の中に落下して急冷凝固する。本発明の合金は急冷
凝固させることにより微細、均一な金属組織を形成し、
優れた耐摩耗性を発揮する。即ち、１０’℃／ｓｅｃ以
上の速い冷却速度で凝固させた粉末の金属組織は、粉末
の大きさが７４μｍの場合、Ｂ１〜５．５％の範囲では
硼化物を主体とする硬質層の大きさは２．５μｍ以下で
微細、均一な組織を有していた。ＢＳ、５〜１０％の範
囲では、Ｃｕを主体とする軟質層の大きさは３μｍ以下
で微細、均一な組織を有していた。
一方、１０３℃／ｓｅｃ以下の比較的ゆっくりした冷却
速度で凝固させた粉末の金属組織は、粉末の大きさが７
４μｍの場合、Ｂ１〜５．５％の範囲では硼化物を主体
とする硬質層の大きさは最大３０μｍ程度のものも含ま
れる粗大なものから成り、硬質層は不均一でかつ粗大な
組織を有していた。Ｂ５．５〜１０％の範囲では、Ｃｕ
を主体とする軟質層の大きさは最大３０μｍ程度のもの
も含まれる粗大なものから成り、軟質層は不均一かつ粗
大な組織を有していた。
速度で凝固させた粉末の金属組織は、粉末の大きさが７
４μｍの場合、Ｂ１〜５．５％の範囲では硼化物を主体
とする硬質層の大きさは最大３０μｍ程度のものも含ま
れる粗大なものから成り、硬質層は不均一でかつ粗大な
組織を有していた。Ｂ５．５〜１０％の範囲では、Ｃｕ
を主体とする軟質層の大きさは最大３０μｍ程度のもの
も含まれる粗大なものから成り、軟質層は不均一かつ粗
大な組織を有していた。
前記の水アトマイズ法以外の方法として、ロール法、液
中紡糸法、レーザー法等で金属溶湯を急冷凝固すること
により、本発明の合金を得ることもできる。
中紡糸法、レーザー法等で金属溶湯を急冷凝固すること
により、本発明の合金を得ることもできる。
本発明の合金について、代表的な実施例を次ぎに具体的
に説明する。
に説明する。
実施例１
第１表に示す組成となるようにに配合した合金の溶湯を
１０φｎの溶湯流として落下させ、これに０．５ｒｒｒ
／ｍｉｎの水を吹き付ける水噴霧法により合金粉末を製
造した。得られた粉末を７４μｍの篩で分級し一７４μ
ｍの粉末を採取した。この粉末１００ｇに対し潤滑剤と
してステアリン酸亜鉛を１ｇ、結合剤として、ポリ塩化
ビニールを０．５ｇ添加、混合し、成形圧カフｔ／ｃｎ
！で１１Ｘ３０Ｘ３ ＋＋ｎの成形体を作成し、これを
水素中で９００°Ｃ１時間焼結した。得られた焼結体は
密度が７．８ｇ／Ｃｕｔで、その組織はＣＬＩ−ＮＩＩ
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ＋ Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ、 Ｃｕ−Ｎｉ
−Ｆｅ−Ｃｏの一種以上の相と、Ｎｉ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｆ
ｅ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｃｏ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂの
一種以上の相が互いに分散した均一な組織の合金が得ら
れた。
１０φｎの溶湯流として落下させ、これに０．５ｒｒｒ
／ｍｉｎの水を吹き付ける水噴霧法により合金粉末を製
造した。得られた粉末を７４μｍの篩で分級し一７４μ
ｍの粉末を採取した。この粉末１００ｇに対し潤滑剤と
してステアリン酸亜鉛を１ｇ、結合剤として、ポリ塩化
ビニールを０．５ｇ添加、混合し、成形圧カフｔ／ｃｎ
！で１１Ｘ３０Ｘ３ ＋＋ｎの成形体を作成し、これを
水素中で９００°Ｃ１時間焼結した。得られた焼結体は
密度が７．８ｇ／Ｃｕｔで、その組織はＣＬＩ−ＮＩＩ
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ＋ Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ、 Ｃｕ−Ｎｉ
−Ｆｅ−Ｃｏの一種以上の相と、Ｎｉ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｆ
ｅ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｃｏ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂの
一種以上の相が互いに分散した均一な組織の合金が得ら
れた。
本発明合金のうち、ぬ１及び患９の顕微鏡写真を第一図
に示す。
に示す。
上記のようにして得られた合金に、特殊合金チル鋳物、
表面硬さがＨｖ６００の回転片（外径３０φ１１、巾５
ｍｍ）を７０℃のモーターオイル中で１５ｋｇの圧力で
押し付け、３３７０ｒｐｍの回転数で摩耗試験を行い、
本発明合金の摩耗減量と摺動方向に対し直角の方向の表
面粗さをＪＩＳ−８６０１−１９７６により頒ＩＩ定し
た。
表面硬さがＨｖ６００の回転片（外径３０φ１１、巾５
ｍｍ）を７０℃のモーターオイル中で１５ｋｇの圧力で
押し付け、３３７０ｒｐｍの回転数で摩耗試験を行い、
本発明合金の摩耗減量と摺動方向に対し直角の方向の表
面粗さをＪＩＳ−８６０１−１９７６により頒ＩＩ定し
た。
その結果を第２表に示す。
第１表
なお、比較例１Ｖｈ１〜６の合金は、第１表に示す組成
となるように配合した合金の溶湯を、１ｌｈｌ〜３につ
いては通常の水アトマイズ法で、また隘４〜６について
はアルゴンガスアトマイズで、それぞれ粉末を製造し、
篩によって一７４μｍの粉末を得た。
となるように配合した合金の溶湯を、１ｌｈｌ〜３につ
いては通常の水アトマイズ法で、また隘４〜６について
はアルゴンガスアトマイズで、それぞれ粉末を製造し、
篩によって一７４μｍの粉末を得た。
得られた粉末１００ｇに対して潤滑剤としてステアリン
酸亜鉛を０．５ｇ添加の後、混合し、成型圧力５ｔ／ｃ
ｎｉで１１ Ｘ ３０ Ｘ ３ｍｍの成型体を作成し、
次いで比較例魚１〜３の成型体は水素中で７５０℃３０
分間焼結した。比較例に４〜５の成型体は水素中で７０
０℃３０分間焼結した。比較例魚６の成型体は水素中で
９５０℃６０分間焼結した。
酸亜鉛を０．５ｇ添加の後、混合し、成型圧力５ｔ／ｃ
ｎｉで１１ Ｘ ３０ Ｘ ３ｍｍの成型体を作成し、
次いで比較例魚１〜３の成型体は水素中で７５０℃３０
分間焼結した。比較例に４〜５の成型体は水素中で７０
０℃３０分間焼結した。比較例魚６の成型体は水素中で
９５０℃６０分間焼結した。
このようにして得られた焼結体は密度が７．８ｇ／ ｃ
ｔ＆であった。得られた焼結体を前記実施例（１）と同
じ方法で摩耗試験を行い、その結果を第２表に示した。
ｔ＆であった。得られた焼結体を前記実施例（１）と同
じ方法で摩耗試験を行い、その結果を第２表に示した。
実施例２
第１表に示す本発明合金１１ｈ３の組成に配合した合金
の溶湯を噴出圧力１ｋｇ／ｃｎ（で熔解ルツボの底に設
けた２ｍｍφの細孔から流出させ、直系３０ｃｍφＸ
３０００ｒｐｍで高速回転している水冷ロール表面に落
下させる事により１０３°Ｃ／ｓｅｃ以上の速い冷却速
度で凝固させてリボン状の合金を製造した。ロール内部
には冷却水を通し、ロール表面の温度が上界しないよう
にした。
の溶湯を噴出圧力１ｋｇ／ｃｎ（で熔解ルツボの底に設
けた２ｍｍφの細孔から流出させ、直系３０ｃｍφＸ
３０００ｒｐｍで高速回転している水冷ロール表面に落
下させる事により１０３°Ｃ／ｓｅｃ以上の速い冷却速
度で凝固させてリボン状の合金を製造した。ロール内部
には冷却水を通し、ロール表面の温度が上界しないよう
にした。
得られたリボン状の合金はＣｕ一層相とＮｉ−８相が互
いに分散した均一な組織の合金であった。得られたリボ
ン状の合金を１１Ｘ３０Ｘ３ ｍｍの鋼の表面にエボキ
ン系樹脂により接着して試験片を作成し、実施例（１）
と同じ方法で摩耗試験と表面粗さを測定した。その結果
、５時間後の摩耗減量３．６ｍｇ、表面粗さ０．９μｍ
であった。摩耗痕の表面状態は良好でスカフィングは見
られなかった。
いに分散した均一な組織の合金であった。得られたリボ
ン状の合金を１１Ｘ３０Ｘ３ ｍｍの鋼の表面にエボキ
ン系樹脂により接着して試験片を作成し、実施例（１）
と同じ方法で摩耗試験と表面粗さを測定した。その結果
、５時間後の摩耗減量３．６ｍｇ、表面粗さ０．９μｍ
であった。摩耗痕の表面状態は良好でスカフィングは見
られなかった。
実施例３
第１表に示す本発明合金の１１ｈ９の組成に配合した粉
末をアルゴンガス流量３０１ ／ｍｉｎ、溶射材送給速
度３０ｇ／ｍｉｎ 、溶射距離６０ｃｍでプラズマジェ
ットにより素材移動距離２００ｃｍ／ｍｉｎで鋼の表面
を１回のパスで被膜の厚さ０．１ｍｍに溶射した。溶射
後の溶融処理として、炭酸ガスレーザービーム１Ｏ９６
μｍの波長のレーザー光を照射して、局部的に溶融させ
て、下地を傷める事もなく、溶射表面は急冷凝固の合金
被膜を成形した。得られた合金被膜は、Ｃｕ−Ｎｉ、
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ＋ Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏの一種以
上の相とＮｉ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｆｅ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｃｏ−
８，Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ−８の一種以上の相が互いに分散
した均一な組織の合金が得られた。
末をアルゴンガス流量３０１ ／ｍｉｎ、溶射材送給速
度３０ｇ／ｍｉｎ 、溶射距離６０ｃｍでプラズマジェ
ットにより素材移動距離２００ｃｍ／ｍｉｎで鋼の表面
を１回のパスで被膜の厚さ０．１ｍｍに溶射した。溶射
後の溶融処理として、炭酸ガスレーザービーム１Ｏ９６
μｍの波長のレーザー光を照射して、局部的に溶融させ
て、下地を傷める事もなく、溶射表面は急冷凝固の合金
被膜を成形した。得られた合金被膜は、Ｃｕ−Ｎｉ、
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ＋ Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏの一種以
上の相とＮｉ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｆｅ−Ｂ、 Ｎｉ−Ｃｏ−
８，Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ−８の一種以上の相が互いに分散
した均一な組織の合金が得られた。
溶射後、溶融処理した合金を１１Ｘ３０Ｘ３ ｍｍの試
験片に切り出し、実施例（１）と同じ方法で摩耗試験と
表面粗さを測定した。その結果、５時間後の摩耗域３１
３．９ｍｇ、表面粗さ１゜１μｍであった。摩耗痕の表
面状態は良好でスカフィングは見られなかった。
験片に切り出し、実施例（１）と同じ方法で摩耗試験と
表面粗さを測定した。その結果、５時間後の摩耗域３１
３．９ｍｇ、表面粗さ１゜１μｍであった。摩耗痕の表
面状態は良好でスカフィングは見られなかった。
以上、実施例（１）〜実施例（３）に示した通り、本発
明の合金は耐摩耗性が良好で、摩耗試験後の表面粗さも
細かく、機械部品、事務機器、自動車部品等の製造に使
用した場合に著しく、優れた性能を発揮する材料として
産業上有用な効果かもたらさりるものである。
明の合金は耐摩耗性が良好で、摩耗試験後の表面粗さも
細かく、機械部品、事務機器、自動車部品等の製造に使
用した場合に著しく、優れた性能を発揮する材料として
産業上有用な効果かもたらさりるものである。
第１図は本発明合金の組織の顕微鏡写真でありａは実施
例（１）の本発明の合金患１の組織で、ｂは実施例（１
）の本発明の合金１１ｈ９の組織である。
例（１）の本発明の合金患１の組織で、ｂは実施例（１
）の本発明の合金１１ｈ９の組織である。
Claims (2)
- （１）Ｎｉ１４〜７０％、Ｂ１〜１０％、残部Ｃｕの組
成よりなり、Ｃｕ−Ｎｉ相とＮｉ−Ｂの化合物相が互い
に分散した組織を有する耐摩耗性含銅合金。 - （２）Ｎｉ１４〜７０％、Ｂ１〜１０％、Ｆｅ及びＣｏ
の一種又は二種１〜５０％、残部Ｃｕの組成よりなり、
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆ
ｅ−Ｃｏの一種以上の相とＮｉ−Ｆｅ−Ｂ、Ｎｉ−Ｃｏ
−ＢもしくはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂの一種以上の化合物
相が互いに分散した組織を有する耐摩耗性含銅合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5290185A JPS61213334A (ja) | 1985-03-15 | 1985-03-15 | 耐摩耗性含銅合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5290185A JPS61213334A (ja) | 1985-03-15 | 1985-03-15 | 耐摩耗性含銅合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61213334A true JPS61213334A (ja) | 1986-09-22 |
| JPS6331533B2 JPS6331533B2 (ja) | 1988-06-24 |
Family
ID=12927746
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5290185A Granted JPS61213334A (ja) | 1985-03-15 | 1985-03-15 | 耐摩耗性含銅合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61213334A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006104495A (ja) * | 2004-09-30 | 2006-04-20 | Dowa Mining Co Ltd | 銅合金およびその製造法ならびに放熱板 |
| CN110310793A (zh) * | 2019-06-28 | 2019-10-08 | 江苏大学 | 一种硬磁高熵合金及其制备方法 |
-
1985
- 1985-03-15 JP JP5290185A patent/JPS61213334A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006104495A (ja) * | 2004-09-30 | 2006-04-20 | Dowa Mining Co Ltd | 銅合金およびその製造法ならびに放熱板 |
| JP4571471B2 (ja) * | 2004-09-30 | 2010-10-27 | Ｄｏｗａホールディングス株式会社 | 銅合金およびその製造法ならびに放熱板 |
| CN110310793A (zh) * | 2019-06-28 | 2019-10-08 | 江苏大学 | 一种硬磁高熵合金及其制备方法 |
| CN110310793B (zh) * | 2019-06-28 | 2020-11-03 | 江苏大学 | 一种硬磁高熵合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6331533B2 (ja) | 1988-06-24 |
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