JPH0565568B2 - - Google Patents
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- JPH0565568B2 JPH0565568B2 JP59001090A JP109084A JPH0565568B2 JP H0565568 B2 JPH0565568 B2 JP H0565568B2 JP 59001090 A JP59001090 A JP 59001090A JP 109084 A JP109084 A JP 109084A JP H0565568 B2 JPH0565568 B2 JP H0565568B2
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- forging
- strength
- powder
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Description
(イ) 技術分野
本発明は、軽量かつ高強度で、従来の耐熱アル
ミニウム合金、耐摩耗性アルミニウム合金以上の
高耐熱性、高耐摩耗性でかつ低熱膨張率を兼ねそ
なえた粉末冶金法によるアルミニウム合金とその
製造法に関する。 (ロ) 技術の背景 粉末冶金法によつてAl合金機械部品を製造す
ることは既に工業化されており、それには通常の
金型成形と焼結、サイジングから成る方法の他、
焼結後更にサイジングを施す一種の焼結鋳造法も
含まれている。従来のこの粉末冶金法によるAl
合金機械部品は、しかし乍ら、機械的性質、例え
ば引張強度、耐摩耗性、耐熱強度等の点において
溶製材の切削、鍛造、鋳造による部品を越えるこ
とが出来なかつた。一方Al合金は急冷法によつ
て過飽和に合金元素を添加することが可能であ
り、その結果急冷による結晶粒の微細化、偏析の
ない均一組織等の効果と相乗して、従来の溶製材
とは比較にならない高性能なものが得られること
が近年明らかとなつている。しかし、この急冷合
金は押出し法等の方法によつてしか得ることがで
きないことが部品化の上で問題であつた。何故な
ら、Al合金は一般に粉末表面に安定な酸化物
Al2O3を形成しているため固相焼結することが極
めて困難であり部品の製造が出来なかつた。又
Cu、Mg、Si等のAlと共晶を形成する合金元素を
添加して液相を発生させ、Al2O3膜を破つて焼結
する方法が考案されているが、この方法は急冷合
金粉末の場合には、析出物と粗大化や偏析を発生
するため利用できない。このように急冷合金粉末
による高性能機械部品の製造は制約条件が多く実
質的には困難な場合が多かつた。 特に熱間押出法では、たしかに急冷合金粉末の
固化は達成され、例えば特開昭60−125345号公報
等に記載の通り、高温での強度は保証されるが、
この場合は例えば第３図に示すような長尺一定断
面形状品には有効である。しかし第４図に示すよ
うな異形又は三次元的に複雑な形状品を作る場合
には、さらに鍛造再成形又は切り出し加工の追加
が不可欠であり、多くの素材ロス・追加加工の手
間がかかるという問題があつた。 又上述の通り強度も材質を選べば高温域まで保
証されるものの、押出体の押出方向とその直角方
向では強度に差異が生じるという点でも問題があ
つた。 (ハ) 発明の開示 本発明は、上記した従来の方法による問題点を
解決し、三次元的に複雑な形状品の直接形状加工
を容易にすることを目的とするものであり、耐熱
性、耐摩耗性、熱膨張率などに優れた特性を示す
アルミニウム合金部品を粉末熱間鍛造法により、
経済的に製造する方法を提供するものである。本
発明に用いるアルミニウム合金粉末は基本的には
Al−Si−Fe系合金であるがこの合金の強度をさ
らに高めることを目的とし、Al−Si−Fe系合金
にCu、Mg元素を添加する。Cuの添加は強度向
上をはかるものであるが、12重量％以上のCuの
添加は強度の著しい向上を示さないため、また密
度が上がるため不要である。Mgも同様に強度の
向上に帰与するが、多量の添加は加工性の劣下に
つながるため、3.0％以下とする。耐摩耗性の向
上を計るためにはSi元素を添加するが、添加量が
10％を下ると耐摩耗性が十分でない。又20％を越
える場合、耐摩耗性は改善されるが、強度の低下
を導く。Fe元素は、耐熱性を向上するために添
加する。添加量は２〜10重量％が適当であり、こ
の範囲より低いと改善性が悪く、多いと加工性が
悪いという欠点が生じる。このようなFeとSSiの
適当な割合で添加は耐熱性、耐摩耗性の著しい改
善とともに常温における強度、熱膨張等も改善さ
れる。以上示したAl合金はSi、Feの添加量が多
いため凝固中に初晶析出物が粗大化し強度の低下
をきたすため、従来の鍛造法によつては製造でき
ない。従つて合金は端末冶金法により製造する必
要がある。その際SiとFeの初晶粒子の粗大化を
防ぐため合金粉末はアトマイズ粉の場合40メツシ
ユ以下のものであるか、または初晶析出物粒径が
10μｍ以下である粉末を用いる。これらの粉末を
成形、加熱、鍛造の工程により製品とするのであ
るが、まず鍛造に耐え得るプリフオームと鍛造に
適した正確なプリフオーム形状が必要である。鍛
造時にクラツクを生じない強度を有するプリフオ
ームを得るには、充分密度を高め焼結することが
不可欠である。密度を上げるには、成形圧力を高
めることで一般に良好な結果が得られるが高硬度
粒子の成形には金型成形法より静水圧成形法の方
が効果的である。この高密度成形により粉末粒子
の酸化被膜は破られ、粒子の接触面積は著しく増
加し、加熱中に固相拡散により焼結が進行するこ
とにより、良好な鍛造用焼結体が得られる。 鍛造工程で残留空孔は潰され、酸化被膜のない
清浄表面において圧着による焼結が進行する。 また鍛造工程は冷間ではなく熱間鍛造でなけれ
ばならないのは充分な焼結させるためと、鍛造に
おける変形抵抗を小さく、複雑形状に変形させる
ためである。成形の際の密度は95％以下だと空孔
が内部と連結して、通気性を持つため酸化が進行
しやすいこのため真密度比は95％以上必要であ
る。 加熱温度に関しては250℃以下では変形抵抗も
大きく、又Alの自己拡散による焼結もあまり進
まないので適さない。一方550℃以上では急冷凝
固粉末の微細組織や非平衡相が変化し急冷合金の
特徴を失つてしまうため適さない。 実施例 実施例 １ ガスアトマイズによつて得られた100メツシユ
以下の粒度の、４％Cu、１％Mg、12％Si、５％
Fe、残部Al組成の合金粉末を冷間静水圧プレス
により、6t／cm2の圧力で成形した。この時の成形
体密度は2.73ｇ／cm2であり真密度比は95.5％であ
つた。 また、同様にガスアトマイズによつて得られた
100メツシユ以下の粒度の12％Si、５％Fe残部が
Al組成の合金粉末を冷間静水圧プレスにより
6t／cm2の圧力で成形した。この成形体の密度は
2.67ｇ／cm3であり、真密度比は96.0％であつた。
得られた高密度成形体を大気中で470℃に加熱し
金型鍛造を行つた。鍛造によつて高さを約1/2に
おさえ込み直径方向を金型に沿わせた。鍛造体の
密度は99.8％以上であり、割れも生じなかつた。
この鍛造体にT6熱処理を施した後に削り出した
試験片の調査を行つた。 第１図の強度測定の結果であり、本発明品の
Al−Cu−Mg−Si−Fe材１とAl−Si−Fe材２と
高温強度であり、引張強さは200℃付近までは１
の方が高いが、高温では２が高い。またどちらも
従来よりピストン材料として使われているAC8A
−T6材３よりも高い強度を示している。 次に大越式摩耗試験による、耐摩耗性を１表に
示す。本発明品は比較品AC8A−T6材より耐摩
耗性が優れている。 第２表には熱膨張係数の測定結果を示す。 本発明品は比較品であるAC8A−T6材に比べ
著しく熱膨張係数が小さく、耐熱材料として有理
である。
ミニウム合金、耐摩耗性アルミニウム合金以上の
高耐熱性、高耐摩耗性でかつ低熱膨張率を兼ねそ
なえた粉末冶金法によるアルミニウム合金とその
製造法に関する。 (ロ) 技術の背景 粉末冶金法によつてAl合金機械部品を製造す
ることは既に工業化されており、それには通常の
金型成形と焼結、サイジングから成る方法の他、
焼結後更にサイジングを施す一種の焼結鋳造法も
含まれている。従来のこの粉末冶金法によるAl
合金機械部品は、しかし乍ら、機械的性質、例え
ば引張強度、耐摩耗性、耐熱強度等の点において
溶製材の切削、鍛造、鋳造による部品を越えるこ
とが出来なかつた。一方Al合金は急冷法によつ
て過飽和に合金元素を添加することが可能であ
り、その結果急冷による結晶粒の微細化、偏析の
ない均一組織等の効果と相乗して、従来の溶製材
とは比較にならない高性能なものが得られること
が近年明らかとなつている。しかし、この急冷合
金は押出し法等の方法によつてしか得ることがで
きないことが部品化の上で問題であつた。何故な
ら、Al合金は一般に粉末表面に安定な酸化物
Al2O3を形成しているため固相焼結することが極
めて困難であり部品の製造が出来なかつた。又
Cu、Mg、Si等のAlと共晶を形成する合金元素を
添加して液相を発生させ、Al2O3膜を破つて焼結
する方法が考案されているが、この方法は急冷合
金粉末の場合には、析出物と粗大化や偏析を発生
するため利用できない。このように急冷合金粉末
による高性能機械部品の製造は制約条件が多く実
質的には困難な場合が多かつた。 特に熱間押出法では、たしかに急冷合金粉末の
固化は達成され、例えば特開昭60−125345号公報
等に記載の通り、高温での強度は保証されるが、
この場合は例えば第３図に示すような長尺一定断
面形状品には有効である。しかし第４図に示すよ
うな異形又は三次元的に複雑な形状品を作る場合
には、さらに鍛造再成形又は切り出し加工の追加
が不可欠であり、多くの素材ロス・追加加工の手
間がかかるという問題があつた。 又上述の通り強度も材質を選べば高温域まで保
証されるものの、押出体の押出方向とその直角方
向では強度に差異が生じるという点でも問題があ
つた。 (ハ) 発明の開示 本発明は、上記した従来の方法による問題点を
解決し、三次元的に複雑な形状品の直接形状加工
を容易にすることを目的とするものであり、耐熱
性、耐摩耗性、熱膨張率などに優れた特性を示す
アルミニウム合金部品を粉末熱間鍛造法により、
経済的に製造する方法を提供するものである。本
発明に用いるアルミニウム合金粉末は基本的には
Al−Si−Fe系合金であるがこの合金の強度をさ
らに高めることを目的とし、Al−Si−Fe系合金
にCu、Mg元素を添加する。Cuの添加は強度向
上をはかるものであるが、12重量％以上のCuの
添加は強度の著しい向上を示さないため、また密
度が上がるため不要である。Mgも同様に強度の
向上に帰与するが、多量の添加は加工性の劣下に
つながるため、3.0％以下とする。耐摩耗性の向
上を計るためにはSi元素を添加するが、添加量が
10％を下ると耐摩耗性が十分でない。又20％を越
える場合、耐摩耗性は改善されるが、強度の低下
を導く。Fe元素は、耐熱性を向上するために添
加する。添加量は２〜10重量％が適当であり、こ
の範囲より低いと改善性が悪く、多いと加工性が
悪いという欠点が生じる。このようなFeとSSiの
適当な割合で添加は耐熱性、耐摩耗性の著しい改
善とともに常温における強度、熱膨張等も改善さ
れる。以上示したAl合金はSi、Feの添加量が多
いため凝固中に初晶析出物が粗大化し強度の低下
をきたすため、従来の鍛造法によつては製造でき
ない。従つて合金は端末冶金法により製造する必
要がある。その際SiとFeの初晶粒子の粗大化を
防ぐため合金粉末はアトマイズ粉の場合40メツシ
ユ以下のものであるか、または初晶析出物粒径が
10μｍ以下である粉末を用いる。これらの粉末を
成形、加熱、鍛造の工程により製品とするのであ
るが、まず鍛造に耐え得るプリフオームと鍛造に
適した正確なプリフオーム形状が必要である。鍛
造時にクラツクを生じない強度を有するプリフオ
ームを得るには、充分密度を高め焼結することが
不可欠である。密度を上げるには、成形圧力を高
めることで一般に良好な結果が得られるが高硬度
粒子の成形には金型成形法より静水圧成形法の方
が効果的である。この高密度成形により粉末粒子
の酸化被膜は破られ、粒子の接触面積は著しく増
加し、加熱中に固相拡散により焼結が進行するこ
とにより、良好な鍛造用焼結体が得られる。 鍛造工程で残留空孔は潰され、酸化被膜のない
清浄表面において圧着による焼結が進行する。 また鍛造工程は冷間ではなく熱間鍛造でなけれ
ばならないのは充分な焼結させるためと、鍛造に
おける変形抵抗を小さく、複雑形状に変形させる
ためである。成形の際の密度は95％以下だと空孔
が内部と連結して、通気性を持つため酸化が進行
しやすいこのため真密度比は95％以上必要であ
る。 加熱温度に関しては250℃以下では変形抵抗も
大きく、又Alの自己拡散による焼結もあまり進
まないので適さない。一方550℃以上では急冷凝
固粉末の微細組織や非平衡相が変化し急冷合金の
特徴を失つてしまうため適さない。 実施例 実施例 １ ガスアトマイズによつて得られた100メツシユ
以下の粒度の、４％Cu、１％Mg、12％Si、５％
Fe、残部Al組成の合金粉末を冷間静水圧プレス
により、6t／cm2の圧力で成形した。この時の成形
体密度は2.73ｇ／cm2であり真密度比は95.5％であ
つた。 また、同様にガスアトマイズによつて得られた
100メツシユ以下の粒度の12％Si、５％Fe残部が
Al組成の合金粉末を冷間静水圧プレスにより
6t／cm2の圧力で成形した。この成形体の密度は
2.67ｇ／cm3であり、真密度比は96.0％であつた。
得られた高密度成形体を大気中で470℃に加熱し
金型鍛造を行つた。鍛造によつて高さを約1/2に
おさえ込み直径方向を金型に沿わせた。鍛造体の
密度は99.8％以上であり、割れも生じなかつた。
この鍛造体にT6熱処理を施した後に削り出した
試験片の調査を行つた。 第１図の強度測定の結果であり、本発明品の
Al−Cu−Mg−Si−Fe材１とAl−Si−Fe材２と
高温強度であり、引張強さは200℃付近までは１
の方が高いが、高温では２が高い。またどちらも
従来よりピストン材料として使われているAC8A
−T6材３よりも高い強度を示している。 次に大越式摩耗試験による、耐摩耗性を１表に
示す。本発明品は比較品AC8A−T6材より耐摩
耗性が優れている。 第２表には熱膨張係数の測定結果を示す。 本発明品は比較品であるAC8A−T6材に比べ
著しく熱膨張係数が小さく、耐熱材料として有理
である。
【表】
【表】
以上実施例に示したように、鍛造に鍛えられる
だけの高い密度比のプリフオームを予め作り、そ
の後熱間鍛造加工を行うことにより、三次元的に
複雑な形状を有する軽量で高耐熱、耐摩耗性のア
ルミニウム合金製機械部品の経済的供給が可能に
なる。このため高性能自動車エンジン部品（ピス
トン、コンロツド、ライナー等）や家電用部品、
航空機部品等の広い応用分野が期待される。 実施例 ２ 第３表に示す２種の粉末を200℃に加熱し、
4ton／cm2の圧力で金型成形を行つた。この時の成
形体密度は第３表に示す値であつた。 この成形体をN2雰囲気中で470℃に加熱し、金
型鍛造を行つた。 鍛造方法は前実施例と同一である。 得られ鍛造体の密度はNo.４、No.５ともに99.8％
以上であり、割れも生じなかつた。 この鍛造体にＴ６熱処理を施した後、試験片に
加工し、引張強さの評価を行つた。結果は第１図
に示すとおりでNo.４、No.５ともに室温での強度は
No.１に比べ２〜３Kg／mm2低いが200℃以上ではほ
ぼNo.１と同等の強度を示した。
だけの高い密度比のプリフオームを予め作り、そ
の後熱間鍛造加工を行うことにより、三次元的に
複雑な形状を有する軽量で高耐熱、耐摩耗性のア
ルミニウム合金製機械部品の経済的供給が可能に
なる。このため高性能自動車エンジン部品（ピス
トン、コンロツド、ライナー等）や家電用部品、
航空機部品等の広い応用分野が期待される。 実施例 ２ 第３表に示す２種の粉末を200℃に加熱し、
4ton／cm2の圧力で金型成形を行つた。この時の成
形体密度は第３表に示す値であつた。 この成形体をN2雰囲気中で470℃に加熱し、金
型鍛造を行つた。 鍛造方法は前実施例と同一である。 得られ鍛造体の密度はNo.４、No.５ともに99.8％
以上であり、割れも生じなかつた。 この鍛造体にＴ６熱処理を施した後、試験片に
加工し、引張強さの評価を行つた。結果は第１図
に示すとおりでNo.４、No.５ともに室温での強度は
No.１に比べ２〜３Kg／mm2低いが200℃以上ではほ
ぼNo.１と同等の強度を示した。
【表】
実施例 ３
実施例１で用いた粉末（ガスアトマイズによつ
て得られた100メツシユ以下の粒度の４％Cu、１
％Mg、12％Si、５％Fe、残部Al組成の合金粉
末）を鍛造と押出の両方法で固化し、特性の比較
を行つた。 鍛造は実施例１と同条件であつた。 押出は、粉末を静水圧成形後、450℃に加熱し
押出し10：１で行つた。 得られた鍛造材および押出材をT6処理（480℃
で２時間溶体化加熱後、水焼入、180℃で８時間
時効処理）した。鍛造加圧方向および押出方向に
平行な方向（Ｌ方向）と垂直な方向（Ｔ方向）の
試片を各々作製し、各温度にて引張試験を行つ
た。結果を第２図に示す。 鍛造材は、Ｌ方向とＴ方向で方向による差、即
ち異方性が押出材に比べると小さい。また鋳造材
は、Ｌ方向よりもＴ方向の方が引張強さが高く、
押出材と逆になつている。 以上のことから、粉末を原料とする鍛造材は押
出材にくらべて異方性が小さく特性的により均一
であるという特長をもつている。従つて、三次元
的な複雑形状の場合には、製造品はより好ましい
と言える。
て得られた100メツシユ以下の粒度の４％Cu、１
％Mg、12％Si、５％Fe、残部Al組成の合金粉
末）を鍛造と押出の両方法で固化し、特性の比較
を行つた。 鍛造は実施例１と同条件であつた。 押出は、粉末を静水圧成形後、450℃に加熱し
押出し10：１で行つた。 得られた鍛造材および押出材をT6処理（480℃
で２時間溶体化加熱後、水焼入、180℃で８時間
時効処理）した。鍛造加圧方向および押出方向に
平行な方向（Ｌ方向）と垂直な方向（Ｔ方向）の
試片を各々作製し、各温度にて引張試験を行つ
た。結果を第２図に示す。 鍛造材は、Ｌ方向とＴ方向で方向による差、即
ち異方性が押出材に比べると小さい。また鋳造材
は、Ｌ方向よりもＴ方向の方が引張強さが高く、
押出材と逆になつている。 以上のことから、粉末を原料とする鍛造材は押
出材にくらべて異方性が小さく特性的により均一
であるという特長をもつている。従つて、三次元
的な複雑形状の場合には、製造品はより好ましい
と言える。
第１図は本発明品と従来の比較品の高温での引
張強さの変化を示す図である。第２図は本発明熱
間鍛造材と熱間押出による比較材の高温での引張
強さの変化を示す図である。第３図は熱間押出品
の一事例を示す。第４図は熱間鍛造品の一事例を
示す。 （図中の番号説明）、１……Al−Cu−Mg−Si
−Fe材（本発明品）、２……Al−Si−Fe材（本発
明品）、３……AC8A−T6材（比較品）、４……
Al−12Si−5Fe−4Cu−1Mg材、５……Al−20Si
−1Fe−3Cu−0.5Mg材。
張強さの変化を示す図である。第２図は本発明熱
間鍛造材と熱間押出による比較材の高温での引張
強さの変化を示す図である。第３図は熱間押出品
の一事例を示す。第４図は熱間鍛造品の一事例を
示す。 （図中の番号説明）、１……Al−Cu−Mg−Si
−Fe材（本発明品）、２……Al−Si−Fe材（本発
明品）、３……AC8A−T6材（比較品）、４……
Al−12Si−5Fe−4Cu−1Mg材、５……Al−20Si
−1Fe−3Cu−0.5Mg材。
Claims (1)
- １ 実質的なアルミニウムに、合金元素として10
〜20重量％のSiと２〜12重量％のFeを含む合金
粉末か、または合金元素として10〜20重量％の
Si、２〜12重量％のFe、１〜12重量％のCu、0.1
〜３重量％のMgを含むアルミニウム合金粉末で
あり、かつ粒度が40メツシユ以下であるアトマイ
ズ粉末か、または初晶析出物の粒径が10μｍ以下
である合金粉末を、冷間静水圧プレス成型または
金型成型によつて真密度比95％以上に圧縮成型し
てプリフオームを作製した後、該プリフオームを
250℃〜550℃に加熱し、金型内で鋳造することを
特徴とする高耐熱、耐摩耗性アルミニウム合金の
製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP109084A JPS60145349A (ja) | 1984-01-07 | 1984-01-07 | 高耐熱，耐摩耗性アルミニウム合金の製造方法 |
| DE8484114320T DE3481322D1 (de) | 1983-12-02 | 1984-11-27 | Aluminiumlegierungen und verfahren zu ihrer herstellung. |
| EP84114320A EP0144898B1 (en) | 1983-12-02 | 1984-11-27 | Aluminum alloy and method for producing same |
| BR8406132A BR8406132A (pt) | 1983-12-02 | 1984-11-30 | Liga de aluminio e processo para a sua producao |
| US06/879,704 US4702885A (en) | 1983-12-02 | 1986-06-27 | Aluminum alloy and method for producing the same |
| US06/940,168 US4818308A (en) | 1983-12-02 | 1986-12-10 | Aluminum alloy and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP109084A JPS60145349A (ja) | 1984-01-07 | 1984-01-07 | 高耐熱，耐摩耗性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60145349A JPS60145349A (ja) | 1985-07-31 |
| JPH0565568B2 true JPH0565568B2 (ja) | 1993-09-20 |
Family
ID=11491799
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP109084A Granted JPS60145349A (ja) | 1983-12-02 | 1984-01-07 | 高耐熱，耐摩耗性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60145349A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3007902U (ja) * | 1994-08-17 | 1995-02-28 | 小宮山印刷工業株式会社 | レシート用ロール紙 |
| JP3009551U (ja) * | 1994-09-28 | 1995-04-04 | 株式会社アークス | レシート用ロール紙 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61186443A (ja) * | 1985-02-12 | 1986-08-20 | Alum Funmatsu Yakin Gijutsu Kenkyu Kumiai | 高力耐熱耐摩耗性ａ１合金 |
| JPH075936B2 (ja) * | 1986-03-11 | 1995-01-25 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金製複合構造体の製造方法 |
| JPH03120301A (ja) * | 1989-10-03 | 1991-05-22 | Toyota Motor Corp | アルミニウム合金の粉末冶金法 |
| JP7011943B2 (ja) * | 2018-01-19 | 2022-02-10 | 昭和電工株式会社 | 磁気記録媒体用アルミニウム合金基板とその製造方法、磁気記録媒体用基板、磁気記録媒体およびハードディスクドライブ |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5913041A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-23 | Showa Denko Kk | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 |
| JPS6050137A (ja) * | 1983-08-30 | 1985-03-19 | Riken Corp | 硬質粒子分散型耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金部材 |
| JPS60125345A (ja) * | 1983-12-09 | 1985-07-04 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 高耐熱、耐摩耗性アルミニウム合金及びその製造法 |
| JPS60131945A (ja) * | 1983-12-19 | 1985-07-13 | Honda Motor Co Ltd | 耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金 |
-
1984
- 1984-01-07 JP JP109084A patent/JPS60145349A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3007902U (ja) * | 1994-08-17 | 1995-02-28 | 小宮山印刷工業株式会社 | レシート用ロール紙 |
| JP3009551U (ja) * | 1994-09-28 | 1995-04-04 | 株式会社アークス | レシート用ロール紙 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60145349A (ja) | 1985-07-31 |
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