JPS62109938A - 非磁性低抵抗ニツケル合金 - Google Patents
非磁性低抵抗ニツケル合金Info
- Publication number
- JPS62109938A JPS62109938A JP24882685A JP24882685A JPS62109938A JP S62109938 A JPS62109938 A JP S62109938A JP 24882685 A JP24882685 A JP 24882685A JP 24882685 A JP24882685 A JP 24882685A JP S62109938 A JPS62109938 A JP S62109938A
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- Japan
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- temp
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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】
〔発明の利用分野〕
本発明は非磁性低抵抗Ni合金に係り、特に発電機、モ
ーターなどの回転電機の回転子に設けられるダンパーシ
ールドあるいはリテイニング・リングなどの材料として
好適な非磁性低抵抗Ni合金に関する。
ーターなどの回転電機の回転子に設けられるダンパーシ
ールドあるいはリテイニング・リングなどの材料として
好適な非磁性低抵抗Ni合金に関する。
非磁性低抵抗Ni合金としてすでに本発明者等は、特開
昭58−144569号公報および特開昭59−143
54号公報に記載されているNi合金を提案している。
昭58−144569号公報および特開昭59−143
54号公報に記載されているNi合金を提案している。
上記発明のNi合金はモネル合金に500およびに50
2に比較して、比抵抗が小さく、また引張延性および靭
性が優れている。
2に比較して、比抵抗が小さく、また引張延性および靭
性が優れている。
本発明の目的は、先に開発したNi合金よりも更に高温
での加工性が非磁性低抵抗Ni合金を提供することにあ
る。
での加工性が非磁性低抵抗Ni合金を提供することにあ
る。
本発明は、重量%でCu:7〜201、At:3〜5%
、Ti:0.1〜0.8俤、C: 0.05〜0.25
%、 8 i : 0.01〜0.5俤、Mn :
0.01〜1.5 %、 B : 0.001〜0.0
5 %、Sと結合して加工温度以上の融点を有する硫化
物を形成する1種以上の元素:0.001〜0,2チお
よび残部が実質的にNiよりなり、ガンマ・プライム相
が分散した結晶組織を有するNi合金である1゜本発明
は、先に開発したNi合金にB(ボロン)および高融点
の硫化物を形成する元素全所定量、含有したものである
。かかるN1合金は、熱間で鍛造しても割れを生じない
ことを確認した。
、Ti:0.1〜0.8俤、C: 0.05〜0.25
%、 8 i : 0.01〜0.5俤、Mn :
0.01〜1.5 %、 B : 0.001〜0.0
5 %、Sと結合して加工温度以上の融点を有する硫化
物を形成する1種以上の元素:0.001〜0,2チお
よび残部が実質的にNiよりなり、ガンマ・プライム相
が分散した結晶組織を有するNi合金である1゜本発明
は、先に開発したNi合金にB(ボロン)および高融点
の硫化物を形成する元素全所定量、含有したものである
。かかるN1合金は、熱間で鍛造しても割れを生じない
ことを確認した。
本発明者等は、先に開発した非磁性低抵抗Ni合金の高
温の加工性が悪い原因全調査した結果、Sが合金中に5
ppm以上含まれており、高温延性が低下するためであ
ることを明らかにした。図は第1表に示すNi合金の鋳
造材について1050℃での引張伸びとS添加量との関
係を示す。
温の加工性が悪い原因全調査した結果、Sが合金中に5
ppm以上含まれており、高温延性が低下するためであ
ることを明らかにした。図は第1表に示すNi合金の鋳
造材について1050℃での引張伸びとS添加量との関
係を示す。
第 1 表 (重量%)
Sがsppm以上含まれていると、引張伸びが急激に低
下することが明らかである。Ni合金中のS量ispp
m以下とすれば高温加工性が改善されるが、S墓の低い
合金とするためには高純度の溶解原料を用いる必要があ
り、合金コストを高める大きな要因となる。したがって
実用上の点からS’lsppm以上含んでいても高温加
工性に問題のないNi合金が要望されていた。
下することが明らかである。Ni合金中のS量ispp
m以下とすれば高温加工性が改善されるが、S墓の低い
合金とするためには高純度の溶解原料を用いる必要があ
り、合金コストを高める大きな要因となる。したがって
実用上の点からS’lsppm以上含んでいても高温加
工性に問題のないNi合金が要望されていた。
Sは結晶粒界に偏析しやすく、粒界のS濃度は粒内浸度
の100〜1000倍に達する。またSはNi合金中へ
の固溶度が極めて小さく、620℃でl”t30ppm
Lか固溶しないつしたがって粒界部に濃縮されたSは大
部分N’3S2化合物として存在する。N l s 0
2の融′点は約760℃であり、またNiとN l s
O2の共晶の融点は約620℃でおる。要するに、S
の存在によって、N1合金の粒界の融点が著しく低めら
れるために粒界が液化し、高温延性、ひいては高温加工
性が損われると考えられる。
の100〜1000倍に達する。またSはNi合金中へ
の固溶度が極めて小さく、620℃でl”t30ppm
Lか固溶しないつしたがって粒界部に濃縮されたSは大
部分N’3S2化合物として存在する。N l s 0
2の融′点は約760℃であり、またNiとN l s
O2の共晶の融点は約620℃でおる。要するに、S
の存在によって、N1合金の粒界の融点が著しく低めら
れるために粒界が液化し、高温延性、ひいては高温加工
性が損われると考えられる。
以上の考察から、Ni合金の高温加工性を改善するため
には、Sよりも粒界に偏析しやすく、かつNiと共晶を
形成しても共晶温度が高温加工のなされる温度よりも高
い元素kTlfs加すれば良い。
には、Sよりも粒界に偏析しやすく、かつNiと共晶を
形成しても共晶温度が高温加工のなされる温度よりも高
い元素kTlfs加すれば良い。
かかる目的に好適な元素はBである。高温加工は通常9
00℃以上でなされるが、NiとNIaBの共晶温度は
1090℃であるから、少なくとも加工温度が1090
℃を越えなければ粒界液化による高温割れは生じないと
考えられる。
00℃以上でなされるが、NiとNIaBの共晶温度は
1090℃であるから、少なくとも加工温度が1090
℃を越えなければ粒界液化による高温割れは生じないと
考えられる。
Bを添加するとBはSよりも優先的に粒界に偏析するた
め、合金の粒界のS濃度が低下し、低融点の硫化物であ
るNl302の世も減少する。この結果として、高温に
おいて合金の粒界液化部が減少し、高温延性の向上ひい
ては高温加工性の改善が実現される。
め、合金の粒界のS濃度が低下し、低融点の硫化物であ
るNl302の世も減少する。この結果として、高温に
おいて合金の粒界液化部が減少し、高温延性の向上ひい
ては高温加工性の改善が実現される。
また1Ni合金の高温加工性を改善するためには、高温
加工がなされる温度よりも高い融点を有する硫化物を形
成し得る元素を添加すれば良い。
加工がなされる温度よりも高い融点を有する硫化物を形
成し得る元素を添加すれば良い。
Nj30□の融点以上の高融点の硫化物を形成する元素
はNiよりもSと結合しやすいと考えられる。
はNiよりもSと結合しやすいと考えられる。
高温加工は通常900℃以上でなされるので、硫化物の
融点は900℃以上であることが好ましい。
融点は900℃以上であることが好ましい。
硫化物形成のために添加する元素は過剰に添加するとN
iとの化合物を形成する。Ni化合物とNi合金マトリ
ックスとの共晶の融点が高温加工温度よりも低い場合に
は高温加工性が損われるので、高融点硫化物形成のため
に添加する元素の許容量には自ずと上限が存在する。
iとの化合物を形成する。Ni化合物とNi合金マトリ
ックスとの共晶の融点が高温加工温度よりも低い場合に
は高温加工性が損われるので、高融点硫化物形成のため
に添加する元素の許容量には自ずと上限が存在する。
高融点の硫化物を形成する元素は元素周期律表の中で2
人族から7A族にかけての元素のうちに多数見い出され
る。たとえば、次のものが使用可能である。
人族から7A族にかけての元素のうちに多数見い出され
る。たとえば、次のものが使用可能である。
周期律表、2人族のもの;
Mg:MgSの融点=2000℃
Ca:CaSの融点= 2525℃
Ba:BaSの融点≧2200℃
sr:srsの融点≧2000℃
周期律表、3A族のもの;
Y :YSの融点 = 2060℃
La:LaSの融点=2200℃
Ce:CeSの融点=2450℃
Pr:PrSの融点=2230℃
Nd : NdSの融点=2200℃
Sm:SmSの融点= 1940℃
Eu:ELISの融点:1667℃
Gd:GdSの融点=2020℃
Tb:TbSの融点=1970℃
Dy:Dy8の融点=1940℃
HO:HO8の融点=1890℃
Er :ErSの融点=1900℃
Tm:T’mSの融点=1840℃
Th :ThSの融点=2335℃
U :USの融点 :2462℃
Pu:PuSの融点=2350℃
周期律表、4A族のもの;
Ti:’I”iSの融点= 1780℃zr :zrs
の融点=2050℃ Hf :)(f3の融点≧2000℃ 周期律表、5A族のもの; v :vso融点 ≧1800℃ Nb:NbSの融点≧1800℃ ’ra:’raso融点≧1800℃ 周期律表、6A族のもの; cr:crsの融点=1565℃ M O: HO82の融点≧1800℃W :WS2
の融点≧1800℃ 周期律表、7A族のもの; Mn:MnSの融点:1610℃ よってこれらの各元素のうち1種以上を添加することに
よって高融点の硫化物が形成されるっ一般に高融点の硫
化物を形成する元素は硫化物形成傾向も大きいことが推
測されるが、Fe合金でこれが証明されている。たとえ
ば、「日本金属学会誌」第27巻、第7号、 1963
年、第299頁を参照。高融点の硫化物を形成する元素
全添加すると、合金中の8は大部分が高融点硫化物とし
て吸収されるので、合金の粒界のS濃度が低下し、低融
点の硫化物であるN is O2の量も減少する。この
結果として、高温において合金の粒界液化部が減少し、
高温延性の向上ひいては高温加工性の改善が実現される
。
の融点=2050℃ Hf :)(f3の融点≧2000℃ 周期律表、5A族のもの; v :vso融点 ≧1800℃ Nb:NbSの融点≧1800℃ ’ra:’raso融点≧1800℃ 周期律表、6A族のもの; cr:crsの融点=1565℃ M O: HO82の融点≧1800℃W :WS2
の融点≧1800℃ 周期律表、7A族のもの; Mn:MnSの融点:1610℃ よってこれらの各元素のうち1種以上を添加することに
よって高融点の硫化物が形成されるっ一般に高融点の硫
化物を形成する元素は硫化物形成傾向も大きいことが推
測されるが、Fe合金でこれが証明されている。たとえ
ば、「日本金属学会誌」第27巻、第7号、 1963
年、第299頁を参照。高融点の硫化物を形成する元素
全添加すると、合金中の8は大部分が高融点硫化物とし
て吸収されるので、合金の粒界のS濃度が低下し、低融
点の硫化物であるN is O2の量も減少する。この
結果として、高温において合金の粒界液化部が減少し、
高温延性の向上ひいては高温加工性の改善が実現される
。
本発明の非磁性低抵抗N1合金の各成分は重ik憾で、
下記の範囲とするのが特に好ましい。
下記の範囲とするのが特に好ましい。
炭素を0,05〜0.25%、/リコンを0.01〜0
.5%、マンガンを0.01〜1.5%、チタンを0.
1〜0.8 % 、アルミニウムを3〜5%、網金7〜
20%、ボロンを0.001〜0.05%、元素周期律
表の2人族から7A族の範囲に含まれる1種以上の元素
:0.001〜0.2%および残部がSなどの不可避不
純物とN I % このように組成範囲を限定するのは以下の理由による。
.5%、マンガンを0.01〜1.5%、チタンを0.
1〜0.8 % 、アルミニウムを3〜5%、網金7〜
20%、ボロンを0.001〜0.05%、元素周期律
表の2人族から7A族の範囲に含まれる1種以上の元素
:0.001〜0.2%および残部がSなどの不可避不
純物とN I % このように組成範囲を限定するのは以下の理由による。
炭素は熱処理時にガンマ・プライム相(N I s A
t)の析出を促進して合金を強化するため0.054
以上含むのが好ましいっしかし0.25%を越えると電
気抵抗を増加させて導電性を悪くするとともに、TIC
が多く析出して靭性および切削性を悪くする。したがっ
て0.05〜0.251が好適である。
t)の析出を促進して合金を強化するため0.054
以上含むのが好ましいっしかし0.25%を越えると電
気抵抗を増加させて導電性を悪くするとともに、TIC
が多く析出して靭性および切削性を悪くする。したがっ
て0.05〜0.251が好適である。
シリコンは溶解時に脱酸剤として0.014以上含むの
が好ましいが、0.54 ’に越えると高温加工性、靭
性および導電性を悪くするうしたがって0.01〜0.
5チが好適である。
が好ましいが、0.54 ’に越えると高温加工性、靭
性および導電性を悪くするうしたがって0.01〜0.
5チが好適である。
マンガンは溶解時に脱酸剤および脱硫剤として0.01
%以上含むのが好ましいが、1.5%を越えると高温加
工性、靭性および導電性を悪くする。。
%以上含むのが好ましいが、1.5%を越えると高温加
工性、靭性および導電性を悪くする。。
したがって0.01〜1.5係が好適である。
チタンは熱処理時にガンマ・プライム相の析出を促進し
て合金を強化するため0.1係以上含むのが好ましいが
、0.8%を越えると高温加工性、靭性および導電性を
悪くする。したがって0.1〜0.8俤が好適である。
て合金を強化するため0.1係以上含むのが好ましいが
、0.8%を越えると高温加工性、靭性および導電性を
悪くする。したがって0.1〜0.8俤が好適である。
アルミニウムは熱処理時にガンマ・プライム相を生成し
て合金を強化するためと、キュリ一点を低下させて合金
を非磁性とするために3係以上含むのが好ましい。しか
し54を越えると昼温加工性、靭性および導電性を悪く
する。したがって3〜5係が好適である。
て合金を強化するためと、キュリ一点を低下させて合金
を非磁性とするために3係以上含むのが好ましい。しか
し54を越えると昼温加工性、靭性および導電性を悪く
する。したがって3〜5係が好適である。
銅はキュリ一点を低下させて合金を非磁性とするために
7%以上含むのが好ましい。しかし20チを越えると高
温加工性、靭性および導電性を悪くする。したがって7
〜20%が好適である。
7%以上含むのが好ましい。しかし20チを越えると高
温加工性、靭性および導電性を悪くする。したがって7
〜20%が好適である。
Bは高温加工性を向上する。この効果はBがo、o o
t s以上含まれることによって得られるつじかし、
0.05%に越えてしまうと、NrsBとマトリクスと
の間で形成される共晶のために高温加工性が悪くなる。
t s以上含まれることによって得られるつじかし、
0.05%に越えてしまうと、NrsBとマトリクスと
の間で形成される共晶のために高温加工性が悪くなる。
したがって0.001〜0.05%が好適である。
元素周期律表の2人族から7A族の範囲の元素は1種以
上含まれることにより高温加工性を向上する。この効果
は上記の元素が0.001’1以上含まれることによっ
て得られる。しかし、0.2係を越えてしまうと、上記
元素のNi化合物とマ) IJラックスの間で低融点の
共晶を生じるため高温加工性を悪くする。またFA性お
よび導電性も悪くする。
上含まれることにより高温加工性を向上する。この効果
は上記の元素が0.001’1以上含まれることによっ
て得られる。しかし、0.2係を越えてしまうと、上記
元素のNi化合物とマ) IJラックスの間で低融点の
共晶を生じるため高温加工性を悪くする。またFA性お
よび導電性も悪くする。
したがってo、oot〜0.2%が好適である。
なお、本発明の非磁性低抵抗Ni合金は溶製後、鋳塊に
高温で加工し、ついで溶体化処理し、さらに時効処理し
て用いる。あるいは、鋳塊を溶体化処理し、さらに時効
処理して用いても良い。なお、高温加工後の溶体化処理
は省略しても良い。略した場合には高い強度が得られる
。
高温で加工し、ついで溶体化処理し、さらに時効処理し
て用いる。あるいは、鋳塊を溶体化処理し、さらに時効
処理して用いても良い。なお、高温加工後の溶体化処理
は省略しても良い。略した場合には高い強度が得られる
。
実施例1
第2表に示す成分のNi合金を各々4kg真空メ!イ解
により溶製した。第2表で比較合金の試番Tはモイルに
一500合金である。
により溶製した。第2表で比較合金の試番Tはモイルに
一500合金である。
第2表に示す成分のNi合金の鋳塊の高温加工性を調べ
るため、鋳塊に1100℃で2時間保持後空冷の均質化
処理を施した後に、1050℃での引張試験により伸び
を測定した。その結果を第3表に示す。
るため、鋳塊に1100℃で2時間保持後空冷の均質化
処理を施した後に、1050℃での引張試験により伸び
を測定した。その結果を第3表に示す。
また第2表に示す成分のN1合金を高温で加工し、つい
で熱処理を施した時のキュリ一点、0.2チ耐力および
比抵抗を調べるために、鋳塊を均質化処理した後、11
00〜SOO℃の温度域で鍛伸加工して直径15mmの
棒とし、次に900℃で1時間保持後水冷の溶体化処理
と下記の3段時効処理を与えた。
で熱処理を施した時のキュリ一点、0.2チ耐力および
比抵抗を調べるために、鋳塊を均質化処理した後、11
00〜SOO℃の温度域で鍛伸加工して直径15mmの
棒とし、次に900℃で1時間保持後水冷の溶体化処理
と下記の3段時効処理を与えた。
1段目:590℃で16時間保持後炉冷、2段目:54
0℃で6時間保持後炉冷、3段目:480℃で6時間保
持後空冷、その後、キュリ一点と室温での0.2%耐力
および比抵抗を測定した1、その結果を第3表に示す3
゜第3表に示されているように、本発明合金は比較合金
よりも1050℃での伸びが優れている。すなわち高温
延性が優れている。また本発明合金はいずれもキュリ一
点が10℃以下であシ、常温で非磁性である。さらに本
発明合金の比抵抗は比較せ4Ti Lりも弁く、いずれ
も55μΩcm以下であ本災施例によれば比較合金より
も高温延性および導電性に優れた非磁性のN1合金が得
られている。
0℃で6時間保持後炉冷、3段目:480℃で6時間保
持後空冷、その後、キュリ一点と室温での0.2%耐力
および比抵抗を測定した1、その結果を第3表に示す3
゜第3表に示されているように、本発明合金は比較合金
よりも1050℃での伸びが優れている。すなわち高温
延性が優れている。また本発明合金はいずれもキュリ一
点が10℃以下であシ、常温で非磁性である。さらに本
発明合金の比抵抗は比較せ4Ti Lりも弁く、いずれ
も55μΩcm以下であ本災施例によれば比較合金より
も高温延性および導電性に優れた非磁性のN1合金が得
られている。
第3表
実施例2
第4表に示す成分のNi合金1500kg真空溶解後、
遠心鋳造法によシ、外径4QQmm、内径lQQmm、
長さ5 Q Qmmの中空インゴット1を製作した。次
にインゴットの内周部の欠陥を除去するため内径k 1
50mmK7Xl工した後、インゴットの中空内に直径
が140mmの心全會通し、1050℃で拡管のための
鍛造を行った。この時、鍛造割れに発生せず、外径62
0mm、内径500mm、長さ5QQmm中空鍛造品全
製作できた。
遠心鋳造法によシ、外径4QQmm、内径lQQmm、
長さ5 Q Qmmの中空インゴット1を製作した。次
にインゴットの内周部の欠陥を除去するため内径k 1
50mmK7Xl工した後、インゴットの中空内に直径
が140mmの心全會通し、1050℃で拡管のための
鍛造を行った。この時、鍛造割れに発生せず、外径62
0mm、内径500mm、長さ5QQmm中空鍛造品全
製作できた。
第4表(重it幅)
中空鍛造品について、900Cで1時間保持後水冷の溶
体化処理を与えた後に、590℃で16時間保持後炉冷
と540℃で6時間保持後炉冷および480℃で6時間
保持後空冷よりなる3段時効処理を与えた。時効処理後
に、中空鍛造品の端部から採取した試料のキュリ一点、
室温での0.2チ耐力および室温での比抵抗を測定した
。その結果、キュリ一点として一10C10,2%耐力
として75 k g/mm2.比抵抗として52μΩC
mの値が得られた。
体化処理を与えた後に、590℃で16時間保持後炉冷
と540℃で6時間保持後炉冷および480℃で6時間
保持後空冷よりなる3段時効処理を与えた。時効処理後
に、中空鍛造品の端部から採取した試料のキュリ一点、
室温での0.2チ耐力および室温での比抵抗を測定した
。その結果、キュリ一点として一10C10,2%耐力
として75 k g/mm2.比抵抗として52μΩC
mの値が得られた。
本実施例によれば非磁性低抵抗のNi合金を用いて大型
の中空円筒体を熱間鍛造によシ製作できた。
の中空円筒体を熱間鍛造によシ製作できた。
以上に述べたように、本発明によれば高温加工性に優れ
た非磁性低抵抗Ni合金が得られる。このため非磁性低
抵抗Ni合金を高温で加工して任意の形状に成形するこ
とが容易となる。しかも高温で鍛稼加工すると微細な結
晶粒となるので、鋳造材に比べて機械的性質が優れてい
る。
た非磁性低抵抗Ni合金が得られる。このため非磁性低
抵抗Ni合金を高温で加工して任意の形状に成形するこ
とが容易となる。しかも高温で鍛稼加工すると微細な結
晶粒となるので、鋳造材に比べて機械的性質が優れてい
る。
また非磁性低抵抗Ni合金として従来知られているモネ
ルに一500合金よシもさらに低抵抗の特性tVする。
ルに一500合金よシもさらに低抵抗の特性tVする。
、このため、発電機、モータなどの回転電機の回電子に
設けられるダンパーシールド、あるいはリテイニング・
リング、待に超電導発電機の回転子に設けられるダンパ
ーシールドに好適なNi@金が得られる。
設けられるダンパーシールド、あるいはリテイニング・
リング、待に超電導発電機の回転子に設けられるダンパ
ーシールドに好適なNi@金が得られる。
図は本発明の非磁性低抵抗N!合金の実施例の1050
℃での引張伸びとS添加量との関係金示す特性図である
。
℃での引張伸びとS添加量との関係金示す特性図である
。
Claims (1)
- 1、重量%で、銅:7〜20%、アルミニウム:3〜5
%、チタン:0.1〜0.8%、炭素:0.05〜0.
25%、シリコン:0.01〜0.5%、マンガン:0
.01〜1.5%、ボロン:0.001〜0.05%、
硫黄と結合して加工温度以上の融点を有する硫化物を形
成する1種以上の元素:0.001〜0.2%および残
部が実質的にニッケルよりなり、ガンマ・プライム相が
分散した結晶組織を有することを特徴とする非磁性低抵
抗ニッケル合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24882685A JPH0684531B2 (ja) | 1985-11-08 | 1985-11-08 | 非磁性低抵抗ニツケル合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24882685A JPH0684531B2 (ja) | 1985-11-08 | 1985-11-08 | 非磁性低抵抗ニツケル合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62109938A true JPS62109938A (ja) | 1987-05-21 |
JPH0684531B2 JPH0684531B2 (ja) | 1994-10-26 |
Family
ID=17183995
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24882685A Expired - Lifetime JPH0684531B2 (ja) | 1985-11-08 | 1985-11-08 | 非磁性低抵抗ニツケル合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0684531B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006063395A (ja) * | 2004-08-27 | 2006-03-09 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 再加熱割れ感受性が低く、熱間加工性に優れるNi−Cu−Al合金 |
-
1985
- 1985-11-08 JP JP24882685A patent/JPH0684531B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006063395A (ja) * | 2004-08-27 | 2006-03-09 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 再加熱割れ感受性が低く、熱間加工性に優れるNi−Cu−Al合金 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0684531B2 (ja) | 1994-10-26 |
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