JPH0321623B2 - - Google Patents
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- JPH0321623B2 JPH0321623B2 JP54038312A JP3831279A JPH0321623B2 JP H0321623 B2 JPH0321623 B2 JP H0321623B2 JP 54038312 A JP54038312 A JP 54038312A JP 3831279 A JP3831279 A JP 3831279A JP H0321623 B2 JPH0321623 B2 JP H0321623B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- thermal expansion
- less
- coefficient
- alloy
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、200〜300℃の温度範囲における平均
熱膨脹係数が10×10-6／℃以下であつて、引張り
強さが100Kg／mm2以上である高強度低熱膨脹合金
に関する。
熱膨脹係数が10×10-6／℃以下であつて、引張り
強さが100Kg／mm2以上である高強度低熱膨脹合金
に関する。
【従来の技術】
最近、通信用や計測用の精密機器の部品を製作
するため、あるいは機器の小型化による使用温度
の上昇に対応するため、300℃以上の温度まで高
精度を維持する、すなわち変形量の小さい構造材
料が要求されている。この種の構造材料としての
機能をはたすには、低熱膨脹率であると同時に、
高強度であることが必須条件となる。 本発明者らは、各種の用途例を調査し、200〜
300℃の平均熱膨脹係数が10×10-6／℃以下であ
り、かつ常温引張り強さが100Kg／mm2以上であれ
ば、通常の使用に耐えうると判断した。 そこで、在来のインバー合金（36Ni−Fe、引
張り強さ60Kg／mm2）を基本組成にして、これに対
する添加元素や熱履歴、さらには加工の影響を詳
細に調査した結果、Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満、
Ni：35.0〜50.0％に加えて、Si、NnおよびCrの
１種または２種以上を（２種以上の場合は合計量
で）1.0％超過〜5.0％含有し、残余は実質的にFe
からなる合金に高度の冷間加工を施したものが、
上記の特性条件をみたし得ること、また、Niの
うち0.1〜8.0％の範囲の量を、CuまたはCuおよび
Coで置き換えるのが好ましいことを見出した。
するため、あるいは機器の小型化による使用温度
の上昇に対応するため、300℃以上の温度まで高
精度を維持する、すなわち変形量の小さい構造材
料が要求されている。この種の構造材料としての
機能をはたすには、低熱膨脹率であると同時に、
高強度であることが必須条件となる。 本発明者らは、各種の用途例を調査し、200〜
300℃の平均熱膨脹係数が10×10-6／℃以下であ
り、かつ常温引張り強さが100Kg／mm2以上であれ
ば、通常の使用に耐えうると判断した。 そこで、在来のインバー合金（36Ni−Fe、引
張り強さ60Kg／mm2）を基本組成にして、これに対
する添加元素や熱履歴、さらには加工の影響を詳
細に調査した結果、Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満、
Ni：35.0〜50.0％に加えて、Si、NnおよびCrの
１種または２種以上を（２種以上の場合は合計量
で）1.0％超過〜5.0％含有し、残余は実質的にFe
からなる合金に高度の冷間加工を施したものが、
上記の特性条件をみたし得ること、また、Niの
うち0.1〜8.0％の範囲の量を、CuまたはCuおよび
Coで置き換えるのが好ましいことを見出した。
本発明の目的は、上記した知見にもとづき、イ
ンバー合金よりも高い100Kg／mm2以上のレベルの
強度を有し、200〜300℃における平均熱膨脹係数
が10×10-6／℃以下である合金を提供することに
ある。
ンバー合金よりも高い100Kg／mm2以上のレベルの
強度を有し、200〜300℃における平均熱膨脹係数
が10×10-6／℃以下である合金を提供することに
ある。
上記の目的を達成する本発明の高強度低熱膨脹
合金は、基本的には、Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満
およびCu：0.1〜8.0％を含有し、（Ni＋Cu）：35.0
〜50.0％となる量のNiを含有するとともに、Si、
MnおよびCrの１種または２種以上を（２種以上
の場合は合計量で）1.0％超過〜5.0％含有し、残
余が実質的にFeからなる組成の合金に対し、減
面率50％以上の冷間加工を施してなり、200〜300
℃の平均熱膨脹係数が10×10-6／℃以下、常温引
張り強さが100Kg／mm2以上である。 上記の基本組成に対して、Cuの一部をCoで置
き換えることができる。CoはCuと同様に熱膨脹
係数を近い値に安定させるはたらきがある。 上記組成の高強度低熱膨脹合金に対して、さら
にTi、Nb、Ｖ、Zr、Ta、Ｗ、Hf、Alの１種ま
たは２種以上を（２種以上の場合は合計量で）
4.5％以下含有させることもでき、これは300℃付
近までのヒートサイクルにおける熱膨脹率を低く
保つのに効果的である。
合金は、基本的には、Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満
およびCu：0.1〜8.0％を含有し、（Ni＋Cu）：35.0
〜50.0％となる量のNiを含有するとともに、Si、
MnおよびCrの１種または２種以上を（２種以上
の場合は合計量で）1.0％超過〜5.0％含有し、残
余が実質的にFeからなる組成の合金に対し、減
面率50％以上の冷間加工を施してなり、200〜300
℃の平均熱膨脹係数が10×10-6／℃以下、常温引
張り強さが100Kg／mm2以上である。 上記の基本組成に対して、Cuの一部をCoで置
き換えることができる。CoはCuと同様に熱膨脹
係数を近い値に安定させるはたらきがある。 上記組成の高強度低熱膨脹合金に対して、さら
にTi、Nb、Ｖ、Zr、Ta、Ｗ、Hf、Alの１種ま
たは２種以上を（２種以上の場合は合計量で）
4.5％以下含有させることもでき、これは300℃付
近までのヒートサイクルにおける熱膨脹率を低く
保つのに効果的である。
本発明の合金の組成を上記のように定めた理由
は、つぎのとおりである。 Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満 固溶および加工硬化による材質強化に寄与す
る。100Kg／mm2以上の引張り強さを確保するには、
0.1％を超える添加を必要とする。一方、多すぎ
るとFe−Ni系合金本来の低熱膨脹特性を損うた
め、0.3％未満に止める。 CuまたはCu＋Co：0.1〜8.0％ これらの元素は、Fe−Ni系合金の磁気変態点
を高温側に移動させ、熱膨脹係数曲線を低Ni側
に移動させる効果をもつ。この効果は、0.1％以
上の添加により明確になる。しかし多量にすぎる
と、かえつて熱膨脹係数を上昇させるため、8.0
％以下に止める。合金の製品の中には、加工工程
の途中で、歪取り、焼鈍メツキ、窒化などの表面
処理が施されるものも少なくない。そうした熱履
歴によつて、強加工による熱膨脹係数の低減効果
が失なわれやすい。これに対しては、Cuまたは
CuおよびCoの導入が効果的である。 Ni：（Ni＋Cu）または（Ni＋Cu＋Co）が35.0〜
50.0％となる量 低い熱膨脹係数が得られる温度範囲はNi含有
量により変化し、200〜300℃での熱膨脹係数を10
×10-6／℃以下にするためには、Niを、（Ni＋
Cu）または（Ni＋Cu＋Co）が少なくとも35.0％
となる量含有させる必要がある。これより多くな
ると熱膨脹係数はいつたん低下したのち上昇に転
じ、50.0％以上になるとこのレベルを維持するこ
とが困難となる。 Si、Mn、Cr：１種または２種以上、２種以上の
場合は合計量で1.0％超過〜5.0％ これらの元素は、Fe−Ni系合金本来の熱膨脹
特性をあまり損うことなく固溶強化でき、さらに
冷間加工を施したときの加工硬化も大きく、材質
強化に貢献する。100Kg／mm2以上の高強度を確保
するためには少なくとも合計量が1.0％を超える
必要がある。しかし多すぎると200〜300℃の熱膨
脹係数が高くなり、10×10-6／℃以下の条件を維
持することが困難になる。 Ti、Nb、Ｖ、Zr、Ta、Ｗ、Hf、Al：１種また
は２種以上（２種以上の場合は合計量で）4.5
％以下 これらの元素は、300℃付近までのヒートサイ
クルにおける熱膨脹係数を低位に安定させる上で
有効であり、さらにそれ自体の固溶強化作用や時
効処理によつて強度を一層向上させるのに役立
つ。一方、多すぎると熱膨脹係数が高くなり、
200〜300℃において10×10-6／℃以下という条件
をみたすことが困難となる。 減面率50％以上の冷間加工： このような強加工を施すことによつて、引張り
強度が向上する一方で、熱膨脹率も低くなるとい
う好結果が得られる。 本発明の合金に対して時効処理を施すと、低熱
膨脹特性を損なうことなく引張強さ、弾性限界お
よび疲労強さを効果的に向上させることができ
る。この時効処理は、上記の減面率50％以上の冷
間加工に続いて行なうとよい。 参考例 １ 電解鉄、フエロニツケルなどの原料を真空誘導
炉で溶解して得た溶湯に、適量のSi、Mnまたは
Crを添加し、第１表に示す組成の合金の鋳塊を
製造した。 第１表において、No.１〜７はNi含有量を変化
させたグループであり、No.８〜18は（Si＋Mn＋
Cr）含有量を変化させたグループである。 上記の供試材を鍛造し、線材圧延して直径10mm
の線材とし、950℃で焼鈍後、減面率80％および
90％にまで伸線加工を行なつた。その伸線材から
熱膨脹試験片および引張り試験片を採取した。 熱膨脹係数は常温から300℃までの範囲で測定
し、200〜300℃の平均熱膨脹係数を求めた。その
結果と引張り試験の結果とを、Ni量および（Si
＋Mn＋Cr）量で整理し、その一部を、それぞれ
第１図および第２図に示した。 （減面率80％のものを●印、90％のものを○印で
示した） 第１図に見るように、熱膨脹係数はNi量に従
つて変化し、35％を超えると10×10-6／℃以下と
なるが、40％を超えると増加しはじめる。ただ
し、熱膨脹係数を最小とするNi量は、Si、Mnな
どの添加元素とその量や、冷間加工、熱履歴によ
つても若干変化する。 第２図において、（Si＋Mn＋Cr）量が与える
熱膨脹係数への影響には、データに若干のバラツ
キが見られるものの、添加量の増大につれて熱膨
脹係数は上昇し、同時に引張り強さも増大する。
は、つぎのとおりである。 Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満 固溶および加工硬化による材質強化に寄与す
る。100Kg／mm2以上の引張り強さを確保するには、
0.1％を超える添加を必要とする。一方、多すぎ
るとFe−Ni系合金本来の低熱膨脹特性を損うた
め、0.3％未満に止める。 CuまたはCu＋Co：0.1〜8.0％ これらの元素は、Fe−Ni系合金の磁気変態点
を高温側に移動させ、熱膨脹係数曲線を低Ni側
に移動させる効果をもつ。この効果は、0.1％以
上の添加により明確になる。しかし多量にすぎる
と、かえつて熱膨脹係数を上昇させるため、8.0
％以下に止める。合金の製品の中には、加工工程
の途中で、歪取り、焼鈍メツキ、窒化などの表面
処理が施されるものも少なくない。そうした熱履
歴によつて、強加工による熱膨脹係数の低減効果
が失なわれやすい。これに対しては、Cuまたは
CuおよびCoの導入が効果的である。 Ni：（Ni＋Cu）または（Ni＋Cu＋Co）が35.0〜
50.0％となる量 低い熱膨脹係数が得られる温度範囲はNi含有
量により変化し、200〜300℃での熱膨脹係数を10
×10-6／℃以下にするためには、Niを、（Ni＋
Cu）または（Ni＋Cu＋Co）が少なくとも35.0％
となる量含有させる必要がある。これより多くな
ると熱膨脹係数はいつたん低下したのち上昇に転
じ、50.0％以上になるとこのレベルを維持するこ
とが困難となる。 Si、Mn、Cr：１種または２種以上、２種以上の
場合は合計量で1.0％超過〜5.0％ これらの元素は、Fe−Ni系合金本来の熱膨脹
特性をあまり損うことなく固溶強化でき、さらに
冷間加工を施したときの加工硬化も大きく、材質
強化に貢献する。100Kg／mm2以上の高強度を確保
するためには少なくとも合計量が1.0％を超える
必要がある。しかし多すぎると200〜300℃の熱膨
脹係数が高くなり、10×10-6／℃以下の条件を維
持することが困難になる。 Ti、Nb、Ｖ、Zr、Ta、Ｗ、Hf、Al：１種また
は２種以上（２種以上の場合は合計量で）4.5
％以下 これらの元素は、300℃付近までのヒートサイ
クルにおける熱膨脹係数を低位に安定させる上で
有効であり、さらにそれ自体の固溶強化作用や時
効処理によつて強度を一層向上させるのに役立
つ。一方、多すぎると熱膨脹係数が高くなり、
200〜300℃において10×10-6／℃以下という条件
をみたすことが困難となる。 減面率50％以上の冷間加工： このような強加工を施すことによつて、引張り
強度が向上する一方で、熱膨脹率も低くなるとい
う好結果が得られる。 本発明の合金に対して時効処理を施すと、低熱
膨脹特性を損なうことなく引張強さ、弾性限界お
よび疲労強さを効果的に向上させることができ
る。この時効処理は、上記の減面率50％以上の冷
間加工に続いて行なうとよい。 参考例 １ 電解鉄、フエロニツケルなどの原料を真空誘導
炉で溶解して得た溶湯に、適量のSi、Mnまたは
Crを添加し、第１表に示す組成の合金の鋳塊を
製造した。 第１表において、No.１〜７はNi含有量を変化
させたグループであり、No.８〜18は（Si＋Mn＋
Cr）含有量を変化させたグループである。 上記の供試材を鍛造し、線材圧延して直径10mm
の線材とし、950℃で焼鈍後、減面率80％および
90％にまで伸線加工を行なつた。その伸線材から
熱膨脹試験片および引張り試験片を採取した。 熱膨脹係数は常温から300℃までの範囲で測定
し、200〜300℃の平均熱膨脹係数を求めた。その
結果と引張り試験の結果とを、Ni量および（Si
＋Mn＋Cr）量で整理し、その一部を、それぞれ
第１図および第２図に示した。 （減面率80％のものを●印、90％のものを○印で
示した） 第１図に見るように、熱膨脹係数はNi量に従
つて変化し、35％を超えると10×10-6／℃以下と
なるが、40％を超えると増加しはじめる。ただ
し、熱膨脹係数を最小とするNi量は、Si、Mnな
どの添加元素とその量や、冷間加工、熱履歴によ
つても若干変化する。 第２図において、（Si＋Mn＋Cr）量が与える
熱膨脹係数への影響には、データに若干のバラツ
キが見られるものの、添加量の増大につれて熱膨
脹係数は上昇し、同時に引張り強さも増大する。
【表】
参考例 ２
電解鉄、フエロニツケルなどの原料を真空誘導
炉で溶解して得た溶湯に、適量のSi、Mn、Ｃの
ほかTi、Nbなどを単独または複合添加し、第２
表に示す組成の合金の鋳塊を製造した。 これらの供試材から、実施例１と同様の鍛造、
線材圧延、焼鈍および減面率90％の伸線加工を行
なつた。得られた伸線材、およびそれに300℃×
１時間の時効処理を施したものから、引張り試験
片および熱膨脹試験片を採取して試験に供した。 その結果を（Ti＋Nb…Al）量で整理して、第
３図に示す。（○印は線引材、●印は時効材） 同図に見るとおり、上記元素の添加量が増大す
るにつれて熱膨脹係数はやや増大する傾向がある
ものの、4.5％付近までは10×10-6／℃以下の条
件を満足させることができる。 また、伸線材にくらべ、300℃時効材では上記
元素の添加効果が大きい。このことは、無添加の
No.19は、一度300℃付近まで昇温すると冷間（線
引き）加工による低熱膨脹化の効果が低減し、熱
膨脹係数がかなり高くなることをみれば明らかで
ある。 上記元素の添加量の増大は、それに対応して引
張り強さを漸増させ、その効果はとくに時効材で
著しい。
炉で溶解して得た溶湯に、適量のSi、Mn、Ｃの
ほかTi、Nbなどを単独または複合添加し、第２
表に示す組成の合金の鋳塊を製造した。 これらの供試材から、実施例１と同様の鍛造、
線材圧延、焼鈍および減面率90％の伸線加工を行
なつた。得られた伸線材、およびそれに300℃×
１時間の時効処理を施したものから、引張り試験
片および熱膨脹試験片を採取して試験に供した。 その結果を（Ti＋Nb…Al）量で整理して、第
３図に示す。（○印は線引材、●印は時効材） 同図に見るとおり、上記元素の添加量が増大す
るにつれて熱膨脹係数はやや増大する傾向がある
ものの、4.5％付近までは10×10-6／℃以下の条
件を満足させることができる。 また、伸線材にくらべ、300℃時効材では上記
元素の添加効果が大きい。このことは、無添加の
No.19は、一度300℃付近まで昇温すると冷間（線
引き）加工による低熱膨脹化の効果が低減し、熱
膨脹係数がかなり高くなることをみれば明らかで
ある。 上記元素の添加量の増大は、それに対応して引
張り強さを漸増させ、その効果はとくに時効材で
著しい。
【表】
実施例 １
上記の参考例１および２によつて、アンバー合
金における各種添加元素、冷間加工および時効処
理が熱膨脹率および強度に及ぼす影響が明らかに
なつたので、次は、本発明に従つて、さらにCu
またはCuおよびCoを含有させ、第３表に示す組
成の合金の鋳塊を製造した。 それらの鋳塊から、参考例２と同様の工程をへ
て伸線材を得、引張り試験片および熱膨脹試験片
を採取して試験に供した。 その結果を（Co＋Cu）量で整理して、第４図
に示す。 図に見るとおり、CuおよびCoを含有すること
によつて熱膨脹係数が低くなるから、Niの一部
をCoおよびCuで置換することは有用である。し
かし、CuまたはCu＋Coの置換量があまり多くな
ると、熱膨脹係数を低める効果が減じ、またコス
ト的にも不利となる。
金における各種添加元素、冷間加工および時効処
理が熱膨脹率および強度に及ぼす影響が明らかに
なつたので、次は、本発明に従つて、さらにCu
またはCuおよびCoを含有させ、第３表に示す組
成の合金の鋳塊を製造した。 それらの鋳塊から、参考例２と同様の工程をへ
て伸線材を得、引張り試験片および熱膨脹試験片
を採取して試験に供した。 その結果を（Co＋Cu）量で整理して、第４図
に示す。 図に見るとおり、CuおよびCoを含有すること
によつて熱膨脹係数が低くなるから、Niの一部
をCoおよびCuで置換することは有用である。し
かし、CuまたはCu＋Coの置換量があまり多くな
ると、熱膨脹係数を低める効果が減じ、またコス
ト的にも不利となる。
【表】
実施例 ２
第４図に示す組成の合金の鋳塊を製造し、参考
例２と同様にして伸線材から試験片をつくり、引
張強度および熱膨脹率を測定した。 その結果を、第４表にあわせて示す。
例２と同様にして伸線材から試験片をつくり、引
張強度および熱膨脹率を測定した。 その結果を、第４表にあわせて示す。
【表】
本発明の合金は、インバー合金を改良した組成
の合金に冷間の強加工を組み合わせることによつ
て、100Kg／mm2以上の高強度を付与し、かつ200〜
300℃の高温度領域においても10×10-6／℃以下
の低熱膨脹係数を実現したものである。 従つて本発明の合金は、高温領域で使用する精
密機器の部品の製造に好適である。
の合金に冷間の強加工を組み合わせることによつ
て、100Kg／mm2以上の高強度を付与し、かつ200〜
300℃の高温度領域においても10×10-6／℃以下
の低熱膨脹係数を実現したものである。 従つて本発明の合金は、高温領域で使用する精
密機器の部品の製造に好適である。
第１図ないし第３図は、いずれも本発明に対す
る参考例のデータを掲げたグラフであつて、第１
図は熱膨脹係数および引張り強度に対するNi量
の影響、第２図は（Si＋Mn＋Cr）量の影響、そ
して第３図は（Ti＋Nb＋Ｖ＋Zr＋Ta＋Ｗ＋Hf
＋Al）量の影響、をそれぞれ示す。第４図は本
発明の実施例のデータを掲げたグラフであつて、
第１図ないし第３図と同様に、熱膨脹係数および
引張り強度に対する（Cu＋Co）量の影響を示す。
る参考例のデータを掲げたグラフであつて、第１
図は熱膨脹係数および引張り強度に対するNi量
の影響、第２図は（Si＋Mn＋Cr）量の影響、そ
して第３図は（Ti＋Nb＋Ｖ＋Zr＋Ta＋Ｗ＋Hf
＋Al）量の影響、をそれぞれ示す。第４図は本
発明の実施例のデータを掲げたグラフであつて、
第１図ないし第３図と同様に、熱膨脹係数および
引張り強度に対する（Cu＋Co）量の影響を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満およびCu：0.1〜
8.0％を含有し、（Ni＋Cu）：35.0〜50.0％となる
量のNiを含有するとともに、Si、MnおよびCrの
１種または２種以上を（２種以上の場合は合計量
で）1.0％超過〜5.0％含有し、残余が実質的にFe
からなる組成の合金に対し、減面率50％以上の冷
間加工を施してなり、200〜300℃の平均熱膨脹係
数が10×10-6／℃以下、常温引張強さが100Kg／
mm2以上である高強度低熱膨脹合金。 ２ Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満ならびにCuおよび
Co（合計）：0.1〜8.0％を含有し、（Ni＋Cu＋
Co）：35.0〜50.0％となる量のNiを含有するとと
もに、Si、MnおよびCrの１種または２種以上を
1.0％超過〜5.0％含有し、残余が実質的にFeから
なる組成の合金に対し、減面率50％以上の冷間加
工を施してなり、200〜300℃の平均熱膨脹係数が
10×10-6／℃以下、常温引張り強さが100Kg／mm2
以上である高強度低熱膨脹合金。 ３ Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満およびCu：0.1〜
8.0％を含有し、（Ni＋Cu）：35.0〜50.0％となる
量のNiを含有するとともに、Si、MnおよびCrの
１種または２種以上を（２種以上の場合は合計量
で）1.0％超過〜5.0％含有し、さらにTi、Nb、
Ｖ、Zr、Ta、Ｗ、HfおよびAlの１種または２種
以上を（２種以上の場合は合計量で）4.5％以下
含有し、残余が実質的にFeからなる組成の合金
に対し、減面率50％以上の冷間加工を施してな
り、200〜300℃の平均熱膨脹係数が10×10-6／℃
以下、常温引張り強さが100Kg／mm2以上である高
強低度熱膨脹合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3831279A JPS55131155A (en) | 1979-04-02 | 1979-04-02 | High strength low thermal expansion alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3831279A JPS55131155A (en) | 1979-04-02 | 1979-04-02 | High strength low thermal expansion alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55131155A JPS55131155A (en) | 1980-10-11 |
| JPH0321623B2 true JPH0321623B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=12521769
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3831279A Granted JPS55131155A (en) | 1979-04-02 | 1979-04-02 | High strength low thermal expansion alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55131155A (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55152156A (en) * | 1979-05-14 | 1980-11-27 | Toshiba Corp | Low expansion alloy |
| JPS57207160A (en) * | 1981-06-17 | 1982-12-18 | Kawasaki Steel Corp | Low thermal expansion invar type fe-ni alloy with superior rust resistance |
| JPS58141366A (ja) * | 1982-02-16 | 1983-08-22 | Toshiba Corp | 管内部品 |
| US4517158A (en) * | 1983-03-31 | 1985-05-14 | Tokyo Shibaura Denki Kabushiki Kaisha | Alloy with constant modulus of elasticity |
| JPS61113747A (ja) * | 1984-11-07 | 1986-05-31 | Nippon Mining Co Ltd | シヤドウマスク材 |
| JPS61149461A (ja) * | 1984-12-25 | 1986-07-08 | Nippon Mining Co Ltd | シヤドウマスク材及びシヤドウマスク |
| JPH02298236A (ja) * | 1989-05-12 | 1990-12-10 | Shinichi Enomoto | 鋳造用低熱膨脹合金 |
| JPH0625395B2 (ja) * | 1989-06-26 | 1994-04-06 | 日立金属株式会社 | 高強度リードフレーム材料およびその製造方法 |
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-
1979
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