JPS631364B2 - - Google Patents
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- JPS631364B2 JPS631364B2 JP58128737A JP12873783A JPS631364B2 JP S631364 B2 JPS631364 B2 JP S631364B2 JP 58128737 A JP58128737 A JP 58128737A JP 12873783 A JP12873783 A JP 12873783A JP S631364 B2 JPS631364 B2 JP S631364B2
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Description
(イ) 技術分野
本発明は高合金鋼粉末及びこの粉末の製造方法
に関するものである。 (ロ) 従来技術 粉末冶金法による焼結品中の製造において、そ
の空孔を少なくしかつその強度を高めるために微
粉末の製造が不可欠である。 従来、粉末冶金用金属粉末は主として破砕法及
び水アトマイズ法により製造されている。破砕法
は、脆性金属であるマンガン、クロム、アンチモ
ン、ビスマス、コバルトの如き単一金属又は人為
的に脆化された金属である海綿鉄、電解鉄等、粒
界腐食を起こして脆くしたステンレス鋼あるい
は、本質的に脆い合金(金属間化合物、電子化合
物を含む)であるFe−Al、Fe−Al−Ti、Ni−
Al、Ni−Ti、Fe−Cr、Fe−Si等について行われ
ている。また水アトマイズ法は金属又は合金の溶
湯を水により機械的に噴霧化する方法であり、固
溶体を形成する成分範囲で甚々しく酸化性が高い
金属・合金以外に広く適用される。これらの方法
で得られた粉末の相は平衡相である。すなわち、
例えば従来のFe−W−C粉末については、α−
Fe相、M6C等の炭化物相、など平衡状態で生成
する相である。 上記従来法により製造された粉末について本発
明者は以下のような観点から基本的に検討を行つ
た。 (a) 破砕による粉末製造の容易性:従来法におい
て人為的に脆い金属である海綿鉄及び電解鉄を
作ることにより粉末冶金製品のコスト上昇の原
因となる。また、粒界腐食によつて人為的に脆
いステンレス鋼を作ると、粒界割れは結晶粒界
に沿つて起こるため、結晶粒の大きさによつて
粉末の大きさが決められ、微粉化が妨げられ
る。また、脆性相を消滅させるため脆性相を焼
結体の母相へ完全拡散合金化させないと、焼結
体の靭性が損われる危険がある。 (b) 粉末の成分均質性:高合金の場合は各種の成
分相が高合金インゴツトを形成した際に現わ
れ、かつそれが成分偏析をおこしそれを粉砕し
ても粉末粒子毎で組成の異なるものになつてい
る。また、低合金鋼の水アトマイズ粉は、
103K/secの冷却速度で過飽和の固溶体とする
ためには、3重量%以下の合金元素量(Cr、
Mo、Si、C、P)を添加している。高W合金
鋼を水アトマイズして得た粉末はM23C6、M6C
型炭化物が晶出した炭化物偏析の多い組織とな
つているために、均質性が劣つている。 (ハ) 発明の概要 本発明者は、上述の(a)及び(b)の点を意識して超
急冷合金の研究を行つていた過程で、(a)重量比で
20.0〜35.0%のWと、1.2〜3.5%のCと、残部Fe
とからなる組成、及び(b)重量比で10.0〜35.0%の
Wと、1.2〜3.5%のCと、5.0〜20.0%(未満)の
Cr及び2.0〜10.0%Moの少くとも1種と残部Feと
からなる組成、ならびに上記組成(a)及び(b)に、重
量比で0.1〜1.5%Si及び0.1〜2.0%Mnの少なくと
も1種を添加した組成(c)及び(d)の高合金鋼粉末
が、非平衡単一相を呈し、かつ従来の粉末の問題
点を解消することを見出して、本発明を完成し
た。 さらに、本発明は上記組成(a)、(b)、(c)及び(d)の
合金を104K/sec以上の冷却速度による急速凝固
により、非平衡単一結晶相を呈する高合金鋼粉末
の製造方法を提供する。 (ニ) 発明の具体的な説明 以下本発明に係る高合金鋼粉末について具体的
に説明する。この高合金鋼粉末の組成(a)におい
て、W20.0〜35.0%、C1.2〜3.5%、残部Feとした
のは、この範囲外では非平衡単一相が形成されず
非品質相あるいはフエライト又はマルテンサイト
組織中にM23C6、M6C、等の炭化物の分散した平
衡複合相が形成されるからである。本発明の高合
金鋼粉末では各粉末の組織は非平衡単一相であ
り、且つこの相は平衡状態では存在しえない相で
ある。この相は、本発明者がX線回折により同定
したところ、A12α−Mn型構造化合物(χ(カイ)
相)であることが、ほぼ確実になつた。本発明に
おける非平衡単一相とは、通常の溶製法による
Fe−W−C系合金或いはFe−W−Cr−C系合金
と比較するならば、これらの合金では通常マトリ
ツクス相であるフエライト又はマルテンサイト組
織に、炭化物が晶出分散した多相組織が形成され
る。ところが本発明の非平衡単一相は、フエライ
トやマルテンサイトも炭化物も構成相ではない。
なお、非晶質相は非平衡相であるが組織的には結
晶粒を構成せず、物性的には延性が高く微粉化が
困難である。 上述の非平衡単一相は、組成の異なる複数の相
がFe−W−C、Fe−W−Cr(Mo)−C、Fe−W
−Si(Mn)−C、Fe−W−Cr(Mo)−Si(Mn)−C
合金中に存在せず、同一組成の結晶粒が材料中に
微細に分散しておるために数μmの面積内におい
ても均質性を有するため、数μmの粉末にした場
合でも均一組成の粉末が得られ粉末冶金製品の均
質性が著しく高められる点で工業的に意味があ
る。さらに、このような非平衡単一相の意義はこ
の相が非晶質材料と比較して非常に脆いために、
リボン状で得られた前記のFe−W−C合金等の
粉化が容易であり、40μm以下の微細な粉末を容
易に調製し得る点である。上記リボン状Fe−W
−C合金等は通常ボールミルによる搗砕法によ
り、容易に40μm以下に粉化される。仮に、従来
の溶製法によりFe−W−C合金を溶製し上記粒
子寸法に粉砕するとすれば多大なエネルギーと長
時間を要し、非経済的である。したがつて、本発
明の高合金鋼粉末は、従来のFe−W−C合金で
は決して得られない特色をもつている。 さらに、本発明のFe−W−C合金は多元系元
素としてCr、Moの少なくとも1種かつ/または
Si、Mnの少なくとも1種の、添加元素により、
非平衡単一相形成範囲をWの下限10.0%まで広げ
ることが可能である。非平衡単一結晶相が生成す
る範囲は、Cr5.0〜25.0%、Mo2.0〜10.0%、Si0.1
〜1.5%、Mn0.1〜2.0%である。但し、出願人の
先願(特願昭57−157987号−特開昭59−47346号)
との組成の重複を避けるため、Crは20%未満と
する。これらのCr、Mo、Si、Mnは、A12α−
Mn型化合物構造を有する結晶である非平衡単一
相中に過飽和に固溶し、粉末の焼結後の靭性、及
び強度を向上させる。 本発明による高合金鋼粉末は通常の溶解・粉砕
法により得られた粉末と比較して著しく微細であ
る。一般に後者の粉末の粒径は10ミクロンを越え
るが、前者の粉末の粒径は10ミクロン未満、好ま
しくは2〜3ミクロンである。 本発明による高合金鋼粉末の結晶粒は通常の光
学顕微鏡では検出されないが、リボンを薄膜に加
工し、この薄膜を透過型電子顕微鏡で観察するこ
とにより、結晶粒は明確に観察される。 本発明による高合金鋼粉末の結晶粒が微細であ
るために、この粉末より作つた圧粉体を焼結する
時に、粉末粒子の結晶成長が少なく、結果として
焼結体の結晶粒は微細となる。 本発明による高合金鋼粉末を上記リボンを粉砕
して調製する場合、該粉末は単結晶粉末、及び/
又は多結晶粉末を含み、さらに、粉末の表面は結
晶粒界に沿つて又は結晶粒内を横切つて伸びる二
つの場合があると考えられる。 上記非平衡単一相は、上記組成の溶融合金を片
ロール法、双ロール法等により冷却速度104K/
sec以上に超急冷することにより得られる。なお
冷却速度は104K/sec以上で工業的に可能な範囲
で選定され特に上限はない。焼結製品製造のため
に本発明の粉末は単独で又は他の粉末と混合して
使用される。 以下、本発明の実施例を説明する。 実施例 1 金属タングステン、白銑(4.23%C)及び活性
炭を内径30mm、深さ120mmのタンマン管へ装入し、
底部から活性炭、タングステン、及び白銑の順
に、セツトし高周波溶解した。溶落後1600K溶湯
を#4不透明石英管で吸い上げ凝固させ放冷後前
記石英管からFe−W−C母合金を取り出した。
その組成は、重量比で25.0%W、3.0%C残部Fe
であつた。次に、第1図に示す急冷装置により超
急冷を行つた。第1図において、1はヒータ、2
は底に直径0.5mmの孔のある透明石英管、3はア
ルゴンガス吹き込み装置、4は冷却ロールであ
る。母合金を10gr秤量し、1600Kの温度で底に
直径0.5mmの孔のある透明石英管2の底部よりア
ルゴンガスにより吹き出して、30m/minで回転
する冷却ロール4に吹きつけ、約105K/secの速
度で超急冷した。それをスタンプミルにより2時
間粉砕したところ、粒径10μm以下の粉末が得ら
れた。粉末をX線回折したところ、粉末の結晶構
造はFe−Cr−Mo合金のχ(カイ)相と同一の結
晶構造であり、非平衡単一結晶相であることを確
認した。 実施例 2 金属タングステン、白銑(4.23%C)、金属ク
ロム、金属モリブデン、活性炭を実施例1と同様
に溶解し、Fe−W−Cr−Mo−Cの母合金を得
た。その組成は、重量比で10.5%W、6.5%Cr、
3.0%Mo、2.5%Cと、残部Feであつた。それを
実施例1と同様の超急冷装置を用いかつ同一の方
法及び条件で急速凝固し、スタンプミルにより2
時間粉砕したところ、10μm以下の粉末を得た。
粉末をX線回折したところ、粉末は非平衡単一結
晶相であることを確認した。 実施例 3 金属タングステン、白銑(4.23%C)、金属ク
ロム、金属モリブデン、活性炭、金属シリコン、
電解マンガンを実施例1と同様に溶解し、Fe−
W−Cr−Mo−Si−Mn−Cの母合金を得た。そ
の組成は、重量比で11.0%W、6%Cr、5%Mo、
0.5%Si、0.5%Mn、3.0%Cと、残部Feであつた。
それを実施例1と同様の超急冷装置を用いかつ同
一の方法及び条件で急速凝固し、スタンプミルに
より2時間粉砕したところ、10μm以下の粉末を
得た。この粉末をX線回折したところ、非平衡単
一相であることを確認した。 実施例 4 第1表の組成の合金溶湯について実施例1と同
様の超急冷装置を用いかつ同一の方法及び条件で
超急冷した。その結果を第1表に示す。
に関するものである。 (ロ) 従来技術 粉末冶金法による焼結品中の製造において、そ
の空孔を少なくしかつその強度を高めるために微
粉末の製造が不可欠である。 従来、粉末冶金用金属粉末は主として破砕法及
び水アトマイズ法により製造されている。破砕法
は、脆性金属であるマンガン、クロム、アンチモ
ン、ビスマス、コバルトの如き単一金属又は人為
的に脆化された金属である海綿鉄、電解鉄等、粒
界腐食を起こして脆くしたステンレス鋼あるい
は、本質的に脆い合金(金属間化合物、電子化合
物を含む)であるFe−Al、Fe−Al−Ti、Ni−
Al、Ni−Ti、Fe−Cr、Fe−Si等について行われ
ている。また水アトマイズ法は金属又は合金の溶
湯を水により機械的に噴霧化する方法であり、固
溶体を形成する成分範囲で甚々しく酸化性が高い
金属・合金以外に広く適用される。これらの方法
で得られた粉末の相は平衡相である。すなわち、
例えば従来のFe−W−C粉末については、α−
Fe相、M6C等の炭化物相、など平衡状態で生成
する相である。 上記従来法により製造された粉末について本発
明者は以下のような観点から基本的に検討を行つ
た。 (a) 破砕による粉末製造の容易性:従来法におい
て人為的に脆い金属である海綿鉄及び電解鉄を
作ることにより粉末冶金製品のコスト上昇の原
因となる。また、粒界腐食によつて人為的に脆
いステンレス鋼を作ると、粒界割れは結晶粒界
に沿つて起こるため、結晶粒の大きさによつて
粉末の大きさが決められ、微粉化が妨げられ
る。また、脆性相を消滅させるため脆性相を焼
結体の母相へ完全拡散合金化させないと、焼結
体の靭性が損われる危険がある。 (b) 粉末の成分均質性:高合金の場合は各種の成
分相が高合金インゴツトを形成した際に現わ
れ、かつそれが成分偏析をおこしそれを粉砕し
ても粉末粒子毎で組成の異なるものになつてい
る。また、低合金鋼の水アトマイズ粉は、
103K/secの冷却速度で過飽和の固溶体とする
ためには、3重量%以下の合金元素量(Cr、
Mo、Si、C、P)を添加している。高W合金
鋼を水アトマイズして得た粉末はM23C6、M6C
型炭化物が晶出した炭化物偏析の多い組織とな
つているために、均質性が劣つている。 (ハ) 発明の概要 本発明者は、上述の(a)及び(b)の点を意識して超
急冷合金の研究を行つていた過程で、(a)重量比で
20.0〜35.0%のWと、1.2〜3.5%のCと、残部Fe
とからなる組成、及び(b)重量比で10.0〜35.0%の
Wと、1.2〜3.5%のCと、5.0〜20.0%(未満)の
Cr及び2.0〜10.0%Moの少くとも1種と残部Feと
からなる組成、ならびに上記組成(a)及び(b)に、重
量比で0.1〜1.5%Si及び0.1〜2.0%Mnの少なくと
も1種を添加した組成(c)及び(d)の高合金鋼粉末
が、非平衡単一相を呈し、かつ従来の粉末の問題
点を解消することを見出して、本発明を完成し
た。 さらに、本発明は上記組成(a)、(b)、(c)及び(d)の
合金を104K/sec以上の冷却速度による急速凝固
により、非平衡単一結晶相を呈する高合金鋼粉末
の製造方法を提供する。 (ニ) 発明の具体的な説明 以下本発明に係る高合金鋼粉末について具体的
に説明する。この高合金鋼粉末の組成(a)におい
て、W20.0〜35.0%、C1.2〜3.5%、残部Feとした
のは、この範囲外では非平衡単一相が形成されず
非品質相あるいはフエライト又はマルテンサイト
組織中にM23C6、M6C、等の炭化物の分散した平
衡複合相が形成されるからである。本発明の高合
金鋼粉末では各粉末の組織は非平衡単一相であ
り、且つこの相は平衡状態では存在しえない相で
ある。この相は、本発明者がX線回折により同定
したところ、A12α−Mn型構造化合物(χ(カイ)
相)であることが、ほぼ確実になつた。本発明に
おける非平衡単一相とは、通常の溶製法による
Fe−W−C系合金或いはFe−W−Cr−C系合金
と比較するならば、これらの合金では通常マトリ
ツクス相であるフエライト又はマルテンサイト組
織に、炭化物が晶出分散した多相組織が形成され
る。ところが本発明の非平衡単一相は、フエライ
トやマルテンサイトも炭化物も構成相ではない。
なお、非晶質相は非平衡相であるが組織的には結
晶粒を構成せず、物性的には延性が高く微粉化が
困難である。 上述の非平衡単一相は、組成の異なる複数の相
がFe−W−C、Fe−W−Cr(Mo)−C、Fe−W
−Si(Mn)−C、Fe−W−Cr(Mo)−Si(Mn)−C
合金中に存在せず、同一組成の結晶粒が材料中に
微細に分散しておるために数μmの面積内におい
ても均質性を有するため、数μmの粉末にした場
合でも均一組成の粉末が得られ粉末冶金製品の均
質性が著しく高められる点で工業的に意味があ
る。さらに、このような非平衡単一相の意義はこ
の相が非晶質材料と比較して非常に脆いために、
リボン状で得られた前記のFe−W−C合金等の
粉化が容易であり、40μm以下の微細な粉末を容
易に調製し得る点である。上記リボン状Fe−W
−C合金等は通常ボールミルによる搗砕法によ
り、容易に40μm以下に粉化される。仮に、従来
の溶製法によりFe−W−C合金を溶製し上記粒
子寸法に粉砕するとすれば多大なエネルギーと長
時間を要し、非経済的である。したがつて、本発
明の高合金鋼粉末は、従来のFe−W−C合金で
は決して得られない特色をもつている。 さらに、本発明のFe−W−C合金は多元系元
素としてCr、Moの少なくとも1種かつ/または
Si、Mnの少なくとも1種の、添加元素により、
非平衡単一相形成範囲をWの下限10.0%まで広げ
ることが可能である。非平衡単一結晶相が生成す
る範囲は、Cr5.0〜25.0%、Mo2.0〜10.0%、Si0.1
〜1.5%、Mn0.1〜2.0%である。但し、出願人の
先願(特願昭57−157987号−特開昭59−47346号)
との組成の重複を避けるため、Crは20%未満と
する。これらのCr、Mo、Si、Mnは、A12α−
Mn型化合物構造を有する結晶である非平衡単一
相中に過飽和に固溶し、粉末の焼結後の靭性、及
び強度を向上させる。 本発明による高合金鋼粉末は通常の溶解・粉砕
法により得られた粉末と比較して著しく微細であ
る。一般に後者の粉末の粒径は10ミクロンを越え
るが、前者の粉末の粒径は10ミクロン未満、好ま
しくは2〜3ミクロンである。 本発明による高合金鋼粉末の結晶粒は通常の光
学顕微鏡では検出されないが、リボンを薄膜に加
工し、この薄膜を透過型電子顕微鏡で観察するこ
とにより、結晶粒は明確に観察される。 本発明による高合金鋼粉末の結晶粒が微細であ
るために、この粉末より作つた圧粉体を焼結する
時に、粉末粒子の結晶成長が少なく、結果として
焼結体の結晶粒は微細となる。 本発明による高合金鋼粉末を上記リボンを粉砕
して調製する場合、該粉末は単結晶粉末、及び/
又は多結晶粉末を含み、さらに、粉末の表面は結
晶粒界に沿つて又は結晶粒内を横切つて伸びる二
つの場合があると考えられる。 上記非平衡単一相は、上記組成の溶融合金を片
ロール法、双ロール法等により冷却速度104K/
sec以上に超急冷することにより得られる。なお
冷却速度は104K/sec以上で工業的に可能な範囲
で選定され特に上限はない。焼結製品製造のため
に本発明の粉末は単独で又は他の粉末と混合して
使用される。 以下、本発明の実施例を説明する。 実施例 1 金属タングステン、白銑(4.23%C)及び活性
炭を内径30mm、深さ120mmのタンマン管へ装入し、
底部から活性炭、タングステン、及び白銑の順
に、セツトし高周波溶解した。溶落後1600K溶湯
を#4不透明石英管で吸い上げ凝固させ放冷後前
記石英管からFe−W−C母合金を取り出した。
その組成は、重量比で25.0%W、3.0%C残部Fe
であつた。次に、第1図に示す急冷装置により超
急冷を行つた。第1図において、1はヒータ、2
は底に直径0.5mmの孔のある透明石英管、3はア
ルゴンガス吹き込み装置、4は冷却ロールであ
る。母合金を10gr秤量し、1600Kの温度で底に
直径0.5mmの孔のある透明石英管2の底部よりア
ルゴンガスにより吹き出して、30m/minで回転
する冷却ロール4に吹きつけ、約105K/secの速
度で超急冷した。それをスタンプミルにより2時
間粉砕したところ、粒径10μm以下の粉末が得ら
れた。粉末をX線回折したところ、粉末の結晶構
造はFe−Cr−Mo合金のχ(カイ)相と同一の結
晶構造であり、非平衡単一結晶相であることを確
認した。 実施例 2 金属タングステン、白銑(4.23%C)、金属ク
ロム、金属モリブデン、活性炭を実施例1と同様
に溶解し、Fe−W−Cr−Mo−Cの母合金を得
た。その組成は、重量比で10.5%W、6.5%Cr、
3.0%Mo、2.5%Cと、残部Feであつた。それを
実施例1と同様の超急冷装置を用いかつ同一の方
法及び条件で急速凝固し、スタンプミルにより2
時間粉砕したところ、10μm以下の粉末を得た。
粉末をX線回折したところ、粉末は非平衡単一結
晶相であることを確認した。 実施例 3 金属タングステン、白銑(4.23%C)、金属ク
ロム、金属モリブデン、活性炭、金属シリコン、
電解マンガンを実施例1と同様に溶解し、Fe−
W−Cr−Mo−Si−Mn−Cの母合金を得た。そ
の組成は、重量比で11.0%W、6%Cr、5%Mo、
0.5%Si、0.5%Mn、3.0%Cと、残部Feであつた。
それを実施例1と同様の超急冷装置を用いかつ同
一の方法及び条件で急速凝固し、スタンプミルに
より2時間粉砕したところ、10μm以下の粉末を
得た。この粉末をX線回折したところ、非平衡単
一相であることを確認した。 実施例 4 第1表の組成の合金溶湯について実施例1と同
様の超急冷装置を用いかつ同一の方法及び条件で
超急冷した。その結果を第1表に示す。
【表】
第1図は、急冷凝固装置の概念図。
1……ヒータ、2……透明石英管、3……アル
ゴンガス加圧噴射口、4……冷却ロール。
ゴンガス加圧噴射口、4……冷却ロール。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量比で、20.0〜35.0%のWと、1.2〜3.5%
のCと、残部Feとからなる組成を有し、かつ非
平衡単一結晶相組織を有する高合金鋼粉末。 2 重量比で、10.0〜35.0%Wと、1.2〜3.5%の
Cと、5.0〜20.0%未満のCr及び2.0〜10.0%のMo
の少なくとも1種と、残部Feとからなる組成を
有し、かつ非平衡単一結晶相組織を有する高合金
鋼粉末。 3 重量比で20.0〜35.0%のWと1.2〜3.5%のC
と、0.1〜1.5%のSi及び0.1〜2.0%Mnの少なくと
も1種と残部Feとからなる組成を有し、かつ非
平衡単一結晶相組織を有する高合金鋼粉末。 4 重量比で、10.0〜35.0%のWと1.2〜3.5%の
Cと、5.0〜20.0%未満のCr及び2.0〜10.0%Moの
少なくとも1種と、0.1〜1.5%Si、及び0.1〜2.0%
Mnの少なくとも1種と、残部Feとからなる組成
を有し、かつ非平衡単一結晶相組織を有する高合
金鋼粉末。 5 重量比で、20.0〜35.0%のWと、1.2〜3.5%
のCと、残部Feとからなる組成を有する該合金
を溶解し、冷却速度、104K/sec以上で急速凝固
させ、しかる後所定粒度に粉砕することを特徴と
する非平衡単一結晶相より構成される高合金鋼粉
末の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58128737A JPS6021361A (ja) | 1983-07-16 | 1983-07-16 | 高合金鋼粉末、及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58128737A JPS6021361A (ja) | 1983-07-16 | 1983-07-16 | 高合金鋼粉末、及びその製法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6021361A JPS6021361A (ja) | 1985-02-02 |
JPS631364B2 true JPS631364B2 (ja) | 1988-01-12 |
Family
ID=14992205
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP58128737A Granted JPS6021361A (ja) | 1983-07-16 | 1983-07-16 | 高合金鋼粉末、及びその製法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6021361A (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3768189D1 (de) * | 1986-09-25 | 1991-04-04 | Mazda Motor | Beschichtungsmethode in einer beschichtungsstrasse und beschichtungsgeraet hierzu. |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5947346A (ja) * | 1982-09-13 | 1984-03-17 | Teikoku Piston Ring Co Ltd | 高合金粉末 |
-
1983
- 1983-07-16 JP JP58128737A patent/JPS6021361A/ja active Granted
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5947346A (ja) * | 1982-09-13 | 1984-03-17 | Teikoku Piston Ring Co Ltd | 高合金粉末 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6021361A (ja) | 1985-02-02 |
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