JPS60159151A - 溶接性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金 - Google Patents
溶接性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金Info
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- JPS60159151A JPS60159151A JP1485584A JP1485584A JPS60159151A JP S60159151 A JPS60159151 A JP S60159151A JP 1485584 A JP1485584 A JP 1485584A JP 1485584 A JP1485584 A JP 1485584A JP S60159151 A JPS60159151 A JP S60159151A
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- alloys
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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】
この発明は、溶接性のすぐれたＦｅ−Ｎｉ合金に関し、
とくに、高Ｎｉ−Ｆｅ合金の熱膨張係数の特性を損なわ
ずに溶接性を改善するものである。
とくに、高Ｎｉ−Ｆｅ合金の熱膨張係数の特性を損なわ
ずに溶接性を改善するものである。
一般に、３０〜４５％Ｎｉと残部Ｆｅその細小鈍物より
なる合金（アンバー合金）は、極低温から常温（約−２
００℃〜１００℃）までの広い温度範囲における熱膨張
係数が低いという特徴を有するため、この特徴を利用し
て古くから時計の振り子、バイメタルの低熱膨張側部材
、精密測長器等に用いられてきたが、近年、低熱膨張係
数の特徴に加えて極低温（−２００℃）においてすぐれ
た靭性を有するところから、極低温用容器、たとえばＬ
ＮＧ輸送用タンカーや貯蔵用タンクの一内張材料等とし
て広く使用されている。
なる合金（アンバー合金）は、極低温から常温（約−２
００℃〜１００℃）までの広い温度範囲における熱膨張
係数が低いという特徴を有するため、この特徴を利用し
て古くから時計の振り子、バイメタルの低熱膨張側部材
、精密測長器等に用いられてきたが、近年、低熱膨張係
数の特徴に加えて極低温（−２００℃）においてすぐれ
た靭性を有するところから、極低温用容器、たとえばＬ
ＮＧ輸送用タンカーや貯蔵用タンクの一内張材料等とし
て広く使用されている。
このＬＮＧタンカーやタンクの内張材料用のアンバー合
金（３６Ｎｉ）は、通常板厚が０．５〜１．５鴎の薄板
を用いて、二重構造をもったメンブレン方式としている
が、このような複雑な構造を採用する理由の一つは、ア
ンバー合金の溶接性に問題があるからである。すなわち
、アンバー合金は、オーステナイト単相であるため、溶
接全極粒界に低融点の化合物が濃縮し、ミクロ割れが発
生したり、あるいは補修溶接のように多重熱サイクルを
受けると熱影響部の近傍の粒界に沿って微小割れが発生
する。このため、たとえば３晒以上の板厚のアンバー合
金にＴＩＧ溶接を用いた場合は、必然的に多層溶接とな
り、また、溶接時における拘束力が大きくなるため、溶
接割れが生ずることになる。
金（３６Ｎｉ）は、通常板厚が０．５〜１．５鴎の薄板
を用いて、二重構造をもったメンブレン方式としている
が、このような複雑な構造を採用する理由の一つは、ア
ンバー合金の溶接性に問題があるからである。すなわち
、アンバー合金は、オーステナイト単相であるため、溶
接全極粒界に低融点の化合物が濃縮し、ミクロ割れが発
生したり、あるいは補修溶接のように多重熱サイクルを
受けると熱影響部の近傍の粒界に沿って微小割れが発生
する。このため、たとえば３晒以上の板厚のアンバー合
金にＴＩＧ溶接を用いた場合は、必然的に多層溶接とな
り、また、溶接時における拘束力が大きくなるため、溶
接割れが生ずることになる。
このようなアンバー合金の溶接割れの原因として、たと
えば１．００−０℃以上の高温域で結晶粒界に濃縮した
Ｃ、Ｓｉ、ＰｌＳ等の元素が低融点化合物を生成し、冷
却過程における熱歪により割れに至るものがある。これ
の防止対策として、溶接施工現場における管理を強化し
て溶接部を清浄に保ち、溶接時にこれらの不純物元素が
侵入するのを可能な限り阻止するか、あるいは、溶接入
熱を減らして結晶粒の粗大化を防止し、ひいては結晶粒
界の面積を大きくして不純物元素を分散させる等の処置
が採られているが、このような対策は現場施工時に完全
に実施することは困難である。
えば１．００−０℃以上の高温域で結晶粒界に濃縮した
Ｃ、Ｓｉ、ＰｌＳ等の元素が低融点化合物を生成し、冷
却過程における熱歪により割れに至るものがある。これ
の防止対策として、溶接施工現場における管理を強化し
て溶接部を清浄に保ち、溶接時にこれらの不純物元素が
侵入するのを可能な限り阻止するか、あるいは、溶接入
熱を減らして結晶粒の粗大化を防止し、ひいては結晶粒
界の面積を大きくして不純物元素を分散させる等の処置
が採られているが、このような対策は現場施工時に完全
に実施することは困難である。
また、アンバー合金の溶接性を改善する技術として、従
来から種々の提案がなされている。たとえば３０−８０
．Ｎｉ−Ｆｅ合金に■、Ｔ１、ＺｒＸＮｂの１種または
２種り、上の窒化物を含有させる技術（特公昭４６−２
６２２０号公報）、３０〜５ＯＮｉ−Ｆｅ合金にＴｉ：
０．３％以下、希土類元素＝０．５％以下を含ませる技
術（特公昭５４−１””１７７５号公報）、Ｎｉ３０〜
４０％未満のアンバー合金にＣａ。
来から種々の提案がなされている。たとえば３０−８０
．Ｎｉ−Ｆｅ合金に■、Ｔ１、ＺｒＸＮｂの１種または
２種り、上の窒化物を含有させる技術（特公昭４６−２
６２２０号公報）、３０〜５ＯＮｉ−Ｆｅ合金にＴｉ：
０．３％以下、希土類元素＝０．５％以下を含ませる技
術（特公昭５４−１””１７７５号公報）、Ｎｉ３０〜
４０％未満のアンバー合金にＣａ。
Ｍｇの少なくとも１種を０．００２〜０，０３％含１せ
るか、あるいはＣａ、Ｍｇの少なくとも１種を０．００
２〜０．０３％とＴｉ、Ｖ 、 Ｎｂ、 Ａｔ、 Ｔａ
、 Ｚｒ、 Ｌａ、 Ｃｅ、Ｙの少なくとも１種を０．
００５〜０．１０％含ませる技術（特公昭５７−１５６
５６号公報）、Ｎ１を３４．５〜３７．５％含有するア
ンバー合金のＣＯを０．０５％す、下とし、ＳおよびＡ
ｔがそれぞれ０．００５％以下のときは１．２％以下の
Ｍｎを含有させ、Ｓが０．００５％以下でＡｔが０．０
０５％を超えるとき、あるいはＳが０．００５％を超え
ｋｌが０．００５％以下のときは０．５〜１．２％のＭ
ｎを含有させる技術（特公昭Ｅ、 ６−４５９８９号公
報）、特公昭５６−４５９８９号の改良として、上記の
各アンバー合金にそれぞれ０．０５〜０．２５％のＳｔ
を含有させる技術（特開昭５５−１５２１５３号公報）
、Ｎｉ：３０〜４５％のアンバー合金においてＯ：０．
００３０％以下、清浄度０．０５％以下であって、Ｐお
よびＳの含有量が下記式を満足する合金（特公昭５７
’ ３５２６０号公報）、 ＣＰ） ＋３Ｃ８〕＜ ９ Ｘ １０−５ここにＣＰＩ
、［：８］はｐ、ｓの含有量←）、さらに、３０−４５
Ｎｉ−Ｆｅ合金において、Ｏ：０．００６０％以下、
清浄度：０．０５％以下に調整し、Ｔａ ：ｏ、ｏｏり
−０，５００％、 Ｈｆ ：０．０ １−０．１００％
、 Ｍｏ ： ０．、ｌ Ｏ〜２，００％、Ｗ：０．Ｉ
Ｏ〜２．００％の少なくとも１種を添加元素として含有
させる技術等が知られている。
るか、あるいはＣａ、Ｍｇの少なくとも１種を０．００
２〜０．０３％とＴｉ、Ｖ 、 Ｎｂ、 Ａｔ、 Ｔａ
、 Ｚｒ、 Ｌａ、 Ｃｅ、Ｙの少なくとも１種を０．
００５〜０．１０％含ませる技術（特公昭５７−１５６
５６号公報）、Ｎ１を３４．５〜３７．５％含有するア
ンバー合金のＣＯを０．０５％す、下とし、ＳおよびＡ
ｔがそれぞれ０．００５％以下のときは１．２％以下の
Ｍｎを含有させ、Ｓが０．００５％以下でＡｔが０．０
０５％を超えるとき、あるいはＳが０．００５％を超え
ｋｌが０．００５％以下のときは０．５〜１．２％のＭ
ｎを含有させる技術（特公昭Ｅ、 ６−４５９８９号公
報）、特公昭５６−４５９８９号の改良として、上記の
各アンバー合金にそれぞれ０．０５〜０．２５％のＳｔ
を含有させる技術（特開昭５５−１５２１５３号公報）
、Ｎｉ：３０〜４５％のアンバー合金においてＯ：０．
００３０％以下、清浄度０．０５％以下であって、Ｐお
よびＳの含有量が下記式を満足する合金（特公昭５７
’ ３５２６０号公報）、 ＣＰ） ＋３Ｃ８〕＜ ９ Ｘ １０−５ここにＣＰＩ
、［：８］はｐ、ｓの含有量←）、さらに、３０−４５
Ｎｉ−Ｆｅ合金において、Ｏ：０．００６０％以下、
清浄度：０．０５％以下に調整し、Ｔａ ：ｏ、ｏｏり
−０，５００％、 Ｈｆ ：０．０ １−０．１００％
、 Ｍｏ ： ０．、ｌ Ｏ〜２，００％、Ｗ：０．Ｉ
Ｏ〜２．００％の少なくとも１種を添加元素として含有
させる技術等が知られている。
しかしながら、この発明者らが、これらの各公報に実施
例として開示されている合金を試作して、後述スる］・
ランスパレストレイン試験により高温割れ性を調査した
ところ、必ずしも顕著な効果が得られるとは限らないこ
とが判明した。
例として開示されている合金を試作して、後述スる］・
ランスパレストレイン試験により高温割れ性を調査した
ところ、必ずしも顕著な効果が得られるとは限らないこ
とが判明した。
この発明者らは、アンバー合金の溶接割れの発生を抑制
する方法について、実験を重ねるとともに種々の研究調
査を行なった結果、Ｎｉの含有量が３０−４５％のＦｅ
−Ｎｉ合金において、Ｃｓ Ｓｌ 、 Ｍｎ。
する方法について、実験を重ねるとともに種々の研究調
査を行なった結果、Ｎｉの含有量が３０−４５％のＦｅ
−Ｎｉ合金において、Ｃｓ Ｓｌ 、 Ｍｎ。
Ｐｌ Ｓの含有量を可能な限り低減し、Ｂを一定限度の
範囲で添加することによシ、溶接割れの発生がほぼ完全
に防止できるとの結論に達℃、この発明をなすに至った
のである。
範囲で添加することによシ、溶接割れの発生がほぼ完全
に防止できるとの結論に達℃、この発明をなすに至った
のである。
すなわち、高Ｎｉ−Ｆｅ合金に８を添加することは、Ｎ
ｉと低融点の共晶を作シ溶接性に重大な悪影響を及ぼす
との考えが、従来の支配的な定説であったが、この発明
者らの実験結果によると、適量のＢを添加することによ
り、溶接時における粒晶粒が微細化されて粒界面積が増
加し、またＢの原子番号は５であって原子半径はＣより
も小さく拡散が大きいため、結晶粒界に優先的に析出す
る。このためＣ，Ｓｉ、ｐ、ｓ等の不純物元素が結晶粒
界に濃縮して低融点化合物を生成するのを防止すること
ができ、粒界割れの発生がなくなり、溶接性が改善され
ることが確認された。
ｉと低融点の共晶を作シ溶接性に重大な悪影響を及ぼす
との考えが、従来の支配的な定説であったが、この発明
者らの実験結果によると、適量のＢを添加することによ
り、溶接時における粒晶粒が微細化されて粒界面積が増
加し、またＢの原子番号は５であって原子半径はＣより
も小さく拡散が大きいため、結晶粒界に優先的に析出す
る。このためＣ，Ｓｉ、ｐ、ｓ等の不純物元素が結晶粒
界に濃縮して低融点化合物を生成するのを防止すること
ができ、粒界割れの発生がなくなり、溶接性が改善され
ることが確認された。
この発明は、上記の観点からなされｆｃものであり、Ｎ
ｉ ： ３０〜４５％、Ｃ：Ｏ，０１５％以下、Ｓｌ−
〇、２％以下、Ｍｎ ：、 Ｑ、 ５％以下、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００６％以下を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物よりなる合金であって、これに
Ｂを０．０００５〜０．０１５％に限定して添加するこ
とを特徴とし、これによって機械的性質、とくに低熱膨
張特性を損なうことなく、溶接性が改善されるＦｅ−Ｎ
ｉ合金を提供するものである。
ｉ ： ３０〜４５％、Ｃ：Ｏ，０１５％以下、Ｓｌ−
〇、２％以下、Ｍｎ ：、 Ｑ、 ５％以下、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００６％以下を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物よりなる合金であって、これに
Ｂを０．０００５〜０．０１５％に限定して添加するこ
とを特徴とし、これによって機械的性質、とくに低熱膨
張特性を損なうことなく、溶接性が改善されるＦｅ−Ｎ
ｉ合金を提供するものである。
この発明における成分組成の限定理由は、下記に述べる
とおシである。
とおシである。
Ｎｉは、Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張係数を決定づける主要
元素であり、３０％未満もしくは４５％を超えると熱膨
張係数が著しく大きくなりアンバー合金としての特性を
失うので３０〜４５％に限定した。
元素であり、３０％未満もしくは４５％を超えると熱膨
張係数が著しく大きくなりアンバー合金としての特性を
失うので３０〜４５％に限定した。
とくに極低温と常温との間の温度変化を繰返して受ける
部位に使用する場合のように、さらに熱膨張係数を低く
したいときは、３５〜３７．５％に限定する必要がある
。
部位に使用する場合のように、さらに熱膨張係数を低く
したいときは、３５〜３７．５％に限定する必要がある
。
Ｃは、０．０１５％を超えて含有すると、溶接時に炭化
物を生成し、低温靭性を劣化させるので、０．０１５％
以下とした。
物を生成し、低温靭性を劣化させるので、０．０１５％
以下とした。
Ｓｌは、脱酸剤として添加する元素であるが、０．２チ
を超えて含有すると溶接割れを起し易くなるので、０，
２％以下とした。
を超えて含有すると溶接割れを起し易くなるので、０，
２％以下とした。
Ｍｎは、脱酸剤として使用する元素であるが、０．５頭
を超えて添加しても他の脱酸剤と併用する関係から効果
に変りはなく、また多量に添加すると熱膨張係数を犬き
くするので、０．５％以下とした。
を超えて添加しても他の脱酸剤と併用する関係から効果
に変りはなく、また多量に添加すると熱膨張係数を犬き
くするので、０．５％以下とした。
Ｐは、結晶粒界に偏析しやすい元素であるが、０．０１
５％を超えて含有すると、結晶粒界への偏析の程度が大
きく、低融点化合物を生成し、溶接性を阻害するので０
．０１５％以下とした。また溶接時の拘束力が強く、溶
接応力が大きくなる部位に使用する場合は、０．０１０
％以下に限定する必要がある。
５％を超えて含有すると、結晶粒界への偏析の程度が大
きく、低融点化合物を生成し、溶接性を阻害するので０
．０１５％以下とした。また溶接時の拘束力が強く、溶
接応力が大きくなる部位に使用する場合は、０．０１０
％以下に限定する必要がある。
Ｓは、０．００６％を超えて含有すると、結晶粒界に析
出して低融点化合物を生成し、溶接性を阻害するので０
．００６％とした。
出して低融点化合物を生成し、溶接性を阻害するので０
．００６％とした。
Ｂは、この発明のＦｅ−Ｎｉ合金の特徴を与える重要な
元素でおって、０．０００５％以上を添加することによ
り結晶粒の微細化、あるいは結晶粒界へのＣ，Ｓｉ、Ｐ
％ Ｓ等の不純物元素の濃縮、低融点化合物の生成を防
止することができる。しかし、０．０１５％を超えて含
有させると、溶接割れを起し易くなるので好ましくない
。
元素でおって、０．０００５％以上を添加することによ
り結晶粒の微細化、あるいは結晶粒界へのＣ，Ｓｉ、Ｐ
％ Ｓ等の不純物元素の濃縮、低融点化合物の生成を防
止することができる。しかし、０．０１５％を超えて含
有させると、溶接割れを起し易くなるので好ましくない
。
次に、この発明の実施例について説明する。
この発明の組成をもつＦｅ−Ｎｉ合金とこの発明の組成
に属しない比較合金との化学組成（重量％）を第１表に
示し、それぞれの合金の機械的性質、シャルピー衝撃値
、パレストレイン試験全開れ長さおよび−】８０℃〜室
温の平均熱膨張係数を第２表に示す。
に属しない比較合金との化学組成（重量％）を第１表に
示し、それぞれの合金の機械的性質、シャルピー衝撃値
、パレストレイン試験全開れ長さおよび−】８０℃〜室
温の平均熱膨張係数を第２表に示す。
各試料とも高周波誘導炉により大気溶解し、２０に９鋼
塊として疵取りした後、１１５０’Ｃ前後で鍛造して幅
１． ＯＯｍａ、厚さ１２ｔｒｍの厚板とし、さらに８
５０℃×１０分の熱処理を施し、表面の酸化スケールを
機械的に除去した。
塊として疵取りした後、１１５０’Ｃ前後で鍛造して幅
１． ＯＯｍａ、厚さ１２ｔｒｍの厚板とし、さらに８
５０℃×１０分の熱処理を施し、表面の酸化スケールを
機械的に除去した。
原料としては、Ｎｉは電解Ｎｉ、Ｃは黒鉛、Ｓｉはノエ
ロンリコン、Ｍｎは電解Ｍｎ、Ｐｉｊフェロｆ１４ （
Ｐ 含有量２５％）、Ｓはフェロ硫黄（Ｓ含有量３５％
）、Ｂはフェロボロン（Ｂ含有量２０％）をそれぞれ使
用した。
ロンリコン、Ｍｎは電解Ｍｎ、Ｐｉｊフェロｆ１４ （
Ｐ 含有量２５％）、Ｓはフェロ硫黄（Ｓ含有量３５％
）、Ｂはフェロボロン（Ｂ含有量２０％）をそれぞれ使
用した。
溶接割れハ、トランスパレストレイン試験の結果によっ
て評価した。溶接条件は次の通シである。
て評価した。溶接条件は次の通シである。
溶接法： ＴＩＧ溶接
電 流： ９５Ａ
速 度： １５０朋／ ｍ ｉ ｎ
アーク長＝２．０閣
電極径： ２−４ ＋ａ Ｔｈ −Ｗ
Ａｒシールガス量 ：１５１−／ｍｉｎ負荷歪：トーチ
が溶接開始点から４５咽の位置に来たとき、アークを切
ると同時に瞬 間的に１，０％の歪を与える。
が溶接開始点から４５咽の位置に来たとき、アークを切
ると同時に瞬 間的に１，０％の歪を与える。
割れ長さ＝３０倍のスケール付顕微鏡で割れの有無を観
察してその全割れ長さを測定す る。
察してその全割れ長さを測定す る。
第２表に記載した割れ長さとＢ含有量との関係を図示す
ると第１図のようになる。第１図において白丸印は本発
明合金、黒丸印は比較合金である。
ると第１図のようになる。第１図において白丸印は本発
明合金、黒丸印は比較合金である。
第２表の数値および第１図から明らかなように、本発明
合金の割れ長さは０〜０．５６ｍであるのに対し、Ｂを
０．０１５３％含有する比較合金の割れ長さは０−８９
＋＋ｍ＋であり、Ｂの含有量が０．０００１％未講の比
較合金では１．４２〜３．２７ｒａｎの割れ長さが生ず
ることがわかる。
合金の割れ長さは０〜０．５６ｍであるのに対し、Ｂを
０．０１５３％含有する比較合金の割れ長さは０−８９
＋＋ｍ＋であり、Ｂの含有量が０．０００１％未講の比
較合金では１．４２〜３．２７ｒａｎの割れ長さが生ず
ることがわかる。
また、本発明合金の機械的性質およびシャルピー衝撃値
については、第２表に示すように比較合金と同等である
ことが認められた。
については、第２表に示すように比較合金と同等である
ことが認められた。
さらに、本発明合金の熱膨張係数についても、第２表に
記載した数値から明らかなように、比較合金に対して差
異がないことがわかる。第２図は、各試料のＭｎ＋Ｎｉ
含有量と熱膨張係数との関係を図示したグラフであり、
同図において白丸印は本発明合金、黒丸印は比較合金で
ある。
記載した数値から明らかなように、比較合金に対して差
異がないことがわかる。第２図は、各試料のＭｎ＋Ｎｉ
含有量と熱膨張係数との関係を図示したグラフであり、
同図において白丸印は本発明合金、黒丸印は比較合金で
ある。
第 １ 表
以上、説明したように、この発明によれば、高Ｎｉ−Ｆ
ｅ合金の低熱膨張特性を損なうことなく、溶接性を改善
することが可能となる。したがって、この発明のＦｅ−
Ｎｉ合金は、薄板を用いるメンブレン方式のＬＮＧタン
カーやタンクだけでなく１、厚板を用いた拘束力の強い
タフカー、タンクの構造部材として好適であり、さらに
タンクへの輸送用配管に用いられているオーステナイト
系ステンレス鋼等の代替合金として利用することにより
、その構造を簡略化することができる。
ｅ合金の低熱膨張特性を損なうことなく、溶接性を改善
することが可能となる。したがって、この発明のＦｅ−
Ｎｉ合金は、薄板を用いるメンブレン方式のＬＮＧタン
カーやタンクだけでなく１、厚板を用いた拘束力の強い
タフカー、タンクの構造部材として好適であり、さらに
タンクへの輸送用配管に用いられているオーステナイト
系ステンレス鋼等の代替合金として利用することにより
、その構造を簡略化することができる。
第１図は、本発明合金と比較合金とのＢ含有量と全割れ
長さとの関係を示す図表、第２図は、本発明合金と比較
合金とのＭｎ＋Ｎｉ含有量と熱膨張係数との関係を示す
図表である。 特許出願人 日本冶金工業株式会社 代理人 弁理士 森 哲 也 弁理士 内 藤 嘉 昭 弁理士 清 水 正
長さとの関係を示す図表、第２図は、本発明合金と比較
合金とのＭｎ＋Ｎｉ含有量と熱膨張係数との関係を示す
図表である。 特許出願人 日本冶金工業株式会社 代理人 弁理士 森 哲 也 弁理士 内 藤 嘉 昭 弁理士 清 水 正
Claims (1)
- 重量でＮｉ：３０〜４５％、Ｃ，：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ ： ０．５％以下、Ｐ：０
．０１５％以下、Ｓ：０．００６％以下を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物よシなる合金であって、ｓ
： ０．０００５〜ｏ、ｏｊ５％を含有することを特徴
とする溶接性のすぐれたＦｅ−Ｎｉ合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1485584A JPS60159151A (ja) | 1984-01-30 | 1984-01-30 | 溶接性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1485584A JPS60159151A (ja) | 1984-01-30 | 1984-01-30 | 溶接性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60159151A true JPS60159151A (ja) | 1985-08-20 |
| JPS648692B2 JPS648692B2 (ja) | 1989-02-15 |
Family
ID=11872641
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1485584A Granted JPS60159151A (ja) | 1984-01-30 | 1984-01-30 | 溶接性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60159151A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0243345A (ja) * | 1988-08-04 | 1990-02-13 | Mitsubishi Metal Corp | 半導体装置用リードフレーム材 |
| JP2004500482A (ja) * | 1999-09-17 | 2004-01-08 | ティッセンクルップ ファオ デー エム ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 特殊な機械的性質を有する熱膨張の少ない鉄−ニッケル合金 |
| WO2008064624A3 (de) * | 2006-12-02 | 2008-09-04 | Thyssenkrupp Vdm Gmbh | Eisen-nickel-legierung mit hoher duktilität und geringem ausdehnungskoeffizienten |
-
1984
- 1984-01-30 JP JP1485584A patent/JPS60159151A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0243345A (ja) * | 1988-08-04 | 1990-02-13 | Mitsubishi Metal Corp | 半導体装置用リードフレーム材 |
| JP2004500482A (ja) * | 1999-09-17 | 2004-01-08 | ティッセンクルップ ファオ デー エム ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 特殊な機械的性質を有する熱膨張の少ない鉄−ニッケル合金 |
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| Publication number | Publication date |
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| JPS648692B2 (ja) | 1989-02-15 |
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