(57)【要約】【課題】大気中で１０００℃以上に金型を加熱して行う熱間鍛造の金型材料として使用できるニッケル基鋳造合金を、鋳造割れの発生を抑制して製造することができるニッケル基合金の製造方法を提供する。【解決手段】Ｎｉを主成分とし、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌを含む溶湯を砂型又はセラミックス型に流し込んで凝固させることにより、Ｗの含有量が９．５０〜１２．５０質量％、Ｍｏの含有量が９．００〜１２．００質量％、Ａｌの含有量が４．８０〜７．００質量％、Ｙの含有量が０．００〜０．０３質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１４質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．５０質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜２．００質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜３．００質量％であり、且つ、残部がＮｉ及び不可避的不純物であるニッケル基鋳造合金を得る工程を有するニッケル基鋳造合金の製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉを主成分とし、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌを含む溶湯を砂型又はセラミックス型に流し込んで凝固させることにより、Ｗの含有量が９．５０〜１２．５０質量％、Ｍｏの含有量が９．００〜１２．００質量％、Ａｌの含有量が４．８０〜７．００質量％、Ｙの含有量が０．００〜０．０３質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１４質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．５０質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜２．００質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜３．００質量％であり、且つ、残部がＮｉ及び不可避的不純物であるニッケル基鋳造合金を得る工程を有するニッケル基鋳造合金の製造方法。
【請求項２】
前記ニッケル基鋳造合金におけるＹの含有量が０．００〜０．０１質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１０質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．０５質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜０．１０質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜１．００質量％である請求項１に記載のニッケル基鋳造合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ニッケル基鋳造合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、航空機のエンジンや、発電用ガスタービン等に用いられる部品は、高温でも高い強度を有する耐熱合金によって製造される。これらの耐熱合金からなる製品を金型を用いて鍛造する場合、鍛造金型は高温でも高い機械的強度が必要である。
【０００３】
例えば、金型と鍛造素材を共に１０００℃以上の温度に加熱して鍛造するいわゆる恒温鍛造において使用する鍛造金型の材料としては、従来、Ｍｏをベースとし、ＴｉとＺｒを添加したＴＺＭと呼ばれるＭｏ基合金が使用されている。しかし、ＴＺＭは耐酸化性が劣るため、真空又は不活性ガス中で鍛造を行う必要がある。
また、Ｔｉ合金の恒温鍛造に用いる金型として、Ｎｉをベースとし、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ等を含むＭａｒ−Ｍ２００と呼ばれるＮｉ基合金が知られている。しかし、Ｍａｒ−Ｍ２００は耐酸化性は高いが、高温圧縮強度が不十分であり、金型温度が１０００℃を超える鍛造金型には使用できない。
【０００４】
一方、高温圧縮強度及び耐酸化性に優れ、１０００℃以上の温度で大気中でも使用できる鍛造金型用合金として、Ｎｉをベースとし、Ｍｏ、Ｗ、及びＡｌを含むＮｉｍｏｗａｌ（登録商標）と呼ばれるＮｉ基合金が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭６２−５０４２９号公報
【特許文献２】特公昭６３−２１７３７号公報
【特許文献３】米国特許第４７４０３５４号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
Ｎｉｍｏｗａｌ（登録商標）合金は鋳造で製造され、大気中で金型を高温に加熱して行う熱間鍛造金型として使用できる反面、延性が低いため、鋳造する際の凝固時の応力により割れ（鋳造割れ）が発生し易い。そのため、Ｎｉｍｏｗａｌ（登録商標）合金を用いて特に大型の製品を製作することが困難であり、また、製造歩留まりが悪いという問題がある。
【０００７】
そこで、本発明は、大気中で１０００℃以上に金型を加熱して行う熱間鍛造の金型材料として使用できるニッケル基鋳造合金を、鋳造割れの発生を抑制して製造することができるニッケル基合金の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
前記目的を達成するため、以下の発明が提供される。
＜１＞  Ｎｉを主成分とし、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌを含む溶湯を砂型又はセラミックス型に流し込んで凝固させることにより、Ｗの含有量が９．５０〜１２．５０質量％、Ｍｏの含有量が９．００〜１２．００質量％、Ａｌの含有量が４．８０〜７．００質量％、Ｙの含有量が０．００〜０．０３質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１４質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．５０質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜２．００質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜３．００質量％であり、且つ、残部がＮｉ及び不可避的不純物であるニッケル基鋳造合金を得る工程を有するニッケル基鋳造合金の製造方法。
＜２＞  前記ニッケル基鋳造合金におけるＹの含有量が０．００〜０．０１質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１０質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．０５質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜０．１０質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜１．００質量％である＜１＞に記載のニッケル基鋳造合金の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、大気中で１０００℃以上に金型を加熱して行う熱間鍛造の金型材料として使用できるニッケル基鋳造合金を、鋳造割れの発生を抑制して製造することができるニッケル基合金の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】比較例２で作製したＮｉ基鋳造合金インゴットの断面を示す図である。
【図２】比較例４で作製したＮｉ基鋳造合金インゴットの断面を示す図である。
【図３】実施例３で作製したＮｉ基鋳造合金インゴットの断面を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明のニッケル基鋳造合金の製造方法について詳細に説明する。以下の説明において数値範囲を表す「〜」は下限値及び上限値として記載されている数値を含む範囲を意味する。
なお、本発明により製造されるニッケル基鋳造合金は、熱間鍛造の金型材料に限らず、熱間で圧縮応力が加わる用途に適用することができるが、以下、最適な用途である熱間鍛造金型として用いる場合について主に説明する。
【００１２】
本発明のニッケル基鋳造合金（以下、「Ｎｉ基鋳造合金」又は単に「合金」と記す場合がある。）の製造方法は、Ｎｉを主成分とし、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌを含む溶湯を砂型又はセラミックス型に流し込んで凝固させることにより、Ｗの含有量が９．５０〜１２．５０質量％、Ｍｏの含有量が９．００〜１２．００質量％、Ａｌの含有量が４．８０〜７．００質量％、Ｙの含有量が０．００〜０．０３質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１４質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．５０質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜２．００質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜３．００質量％であり、且つ、残部がＮｉ及び不可避的不純物であるニッケル基鋳造合金を得る工程を有する。
【００１３】
本発明者らは、Ｎｉｍｏｗａｌ（登録商標）合金の鋳造割れの発生について検討を重ねた結果、鋳型の材質が鋳造割れの発生に大きく影響しており、金型ではなく、砂型又はセラミックス型を用いれば、鋳造割れの発生を効果的に抑制することができることを見出した。その理由は定かでないが、砂型又はセラミックス型を用いて鋳造を行えば、鋳造凝固時の熱伝導が低いために冷却速度が遅くなり、冷却時の熱応力が軽減されるためと考えられる。
さらに、本発明者らは、Ｎｉｍｏｗａｌ（登録商標）合金の組成も割れに影響し、鋳型を砂型又はセラミックス型とし、割れの発生し難い組成とすることで、高温圧縮強度及び耐酸化性に優れたニッケル基鋳造合金を鋳造割れの発生をより効果的に抑制して製造することができることを見出した。
【００１４】
まず、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金の組成について説明する。
本発明では、Ｎｉを主成分とし、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌを含む原料を溶解し鋳造することにより、Ｗの含有量が９．５０〜１２．５０質量％、Ｍｏの含有量が９．００〜１２．００質量％、Ａｌの含有量が４．８０〜７．００質量％、Ｙの含有量が０．００〜０．０３質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１４質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．５０質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜２．００質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜３．００質量％であり、且つ、残部がＮｉ及び不可避的不純物であるＮｉ基鋳造合金を製造する。
好ましくは、前記ニッケル基鋳造合金におけるＹの含有量が０．００〜０．０１質量％、Ｍｇの含有量が０．０００〜０．０１０質量％、Ｚｒの含有量が０．００〜０．０５質量％、Ｈｆの含有量が０．００〜０．１０質量％、及びＦｅの含有量が０．００〜１．００質量％であるニッケル基鋳造合金を製造する。
【００１５】
＜Ｗ＞
Ｗは、オーステナイトマトリックスに固溶するとともに、析出強化相であるＮｉ３Ａｌを基本型とするガンマプライム相にも固溶して合金の高温強度を高める。また、Ｗは、粒界にＷとＭｏの固溶体からなる体心立方晶のα‐（Ｍｏ、Ｗ）相を晶出し、合金の粒界強度を高め、合金の被削性を高める作用がある。一方、Ｗは、耐酸化性を低下させる作用も有し、また、鋳型として砂型又はセラミックス型を用いても、１２．５０質量％を超えて添加すると割れが発生し易くなる。高温強度を高め、耐酸化性の低下を抑制し、且つ、割れの発生をより抑制する観点から、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金中のＷの含有量は９．５０〜１２．５０質量％とし、１０．００〜１１．５０質量％であることが好ましく、１０．３０〜１０．７０質量％であることがより好ましい。
【００１６】
＜Ｍｏ＞
Ｍｏは、オーステナイトマトリックスに固溶するとともに、析出強化相であるＮｉ３Ａｌを基本型とするガンマプライム相にも固溶して合金の高温強度を高める。一方、Ｍｏは、耐酸化性を低下させる作用を有する。高温強度を高め、且つ、耐酸化性の低下をより抑制する観点から、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金中のＭｏの含有量は９．００〜１２．００質量％とし、９．５０〜１１．００質量％であることが好ましく、９．８０〜１０．５０質量％であることがより好ましい。
【００１７】
＜Ａｌ＞
Ａｌは、Ｎｉと結合してＮｉ３Ａｌからなるガンマプライム相を析出し、合金の高温強度を高め、合金の表面にアルミナの被膜を生成し、合金に耐酸化性を付与する作用がある。一方、Ａｌの含有量が多過ぎると、共晶ガンマプライム相を過度に生成し、合金の高温強度を低める作用もある。耐酸化性及び高温強度を高める観点から、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金中のＡｌの含有量は４．８０〜７．００質量％とし、５．８０〜６．８０質量％であることが好ましく、６．００〜６．５０質量％であることがより好ましい。
【００１８】
＜Ｙ＞
Ｙは合金の表面に生成するアルミナ被膜の緻密性及び密着性を改善し、耐酸化性を高める作用があるが、本発明者らの研究によればＹは合金の内部の割れ（鋳造割れ）の原因になり、本発明者らの研究によればＹの含有量が０．０３質量％を超えると、鋳型として砂型又はセラミックス型を用いても鋳造割れが発生し易くなる。Ｎｉ基鋳造合金の耐酸化性はＡｌによっても得られるため、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金におけるＹの含有量は、割れの発生を抑制する観点から０．０３質量％以下とし、０．００〜０．０１質量％であることが好ましく、０．００％（検出限界以下）であることがより好ましい。
【００１９】
＜Ｎｉ＞
本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、基本的に、必須成分であるＡｌ、Ｗ、Ｍｏと任意成分であるＹ、さらに不可避的不純物を除く残部がＮｉで構成される。本発明により製造するＮｉ基鋳造合金においてＮｉはガンマ相を構成する主要元素であるとともに、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗとともにガンマプライム相を構成する。
高温強度を高め、且つ、耐酸化性の低下をより抑制する観点から、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金におけるＮｉの含有量は６７質量％以上であることが好ましく、６８〜７４質量％であることがより好ましい。
【００２０】
本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｙのほか、不可避的不純物又は任意の微量成分として、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｙ以外の成分（以下、「その他の成分」と記す。）を含むことができる。
その他の成分としては、例えば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ｂ、Ｏ、Ｎ等が挙げられるが、これらの元素に限定されるものではない。
本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、その他の成分として、特に、Ｈｆ、Ｆｅ、Ｍｇ、及びＺｒから選ばれる少なくとも１種をそれぞれ鋳造割れの発生が抑制される範囲で含有することができる。なお、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金におけるその他の成分の合計含有量は、２質量％以下が好ましく、１質量％以下がより好ましい。
【００２１】
＜Ｈｆ＞
本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、Ｈｆを０．００〜２．００質量％の範囲で含んでもよい。本発明により製造するＮｉ基鋳造合金にＨｆが２．００質量％以下の範囲で含まれていても割れの発生を抑制することができる。また、Ｈｆが０．５０質量％以下の範囲で含まれていることで、合金の表面にアルミナの被膜を形成する際に高温での耐酸化性を向上させ、高温強度を向上させる効果を期待することができる。ただし、Ｈｆは過度に添加すると鋳造割れの発生を助長させ、また耐酸化性を却って悪化させる可能性があるので、０．１０質量％以下が好ましい。
【００２２】
＜Ｆｅ＞
Ｆｅは、鋳造する際に原料等から混入し易い。本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、Ｆｅを０．０〜３．０質量％の範囲で含んでもよい。本発明により製造するＮｉ基鋳造合金にＦｅが３．０質量％以下の範囲で含まれていても、割れの発生を抑制することができる。また、Ｆｅが３．００質量％以下の範囲で含まれていることでスクラップ使用によるコスト低減効果を期待することができる。しかし、Ｆｅは高温強度を低下させるので、１．００質量％以下とすることが好ましい。
【００２３】
＜Ｍｇ＞
本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、Ｍｇを０．０００〜０．０１４質量％の範囲で含んでもよい。本発明により製造するＮｉ基鋳造合金にＭｇが０．０１４質量％以下の範囲で含まれていても割れの発生を抑制することができる。また、Ｍｇが０．０１４質量％以下の範囲で含まれていることで結晶粒界を強化する効果を期待することができる。ただし、Ｍｇは過度に添加すると割れの発生を助長するとともに合金の融点を低下させて強度を低下させる可能性があるので、０．０１０質量％以下であることが好ましい。
【００２４】
＜Ｚｒ＞
本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、Ｚｒを０．００〜０．５０質量％の範囲で含んでもよい。本発明により製造するＮｉ基鋳造合金にＺｒが０．５０質量％以下の範囲で含まれていても割れの発生を抑制することができる。また、Ｚｒが０．５０質量％以下の範囲で含まれていることで耐酸化性を向上させる効果を期待することができる。Ｚｒ添加による効果をより確実なものとするには、その上限を０．０５質量％とするのが好ましい。
【００２５】
＜Ｏ＞
また、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、Ｏ（酸素）の含有量が少ないことが好ましい。本発明により製造するＮｉ基鋳造合金に酸素が多く存在すると酸化物（非金属介在物）を形成し、鍛造用の金型とした場合に非金属介在物が起点となって疲労強度を低下させる原因となり得る。そのため、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金に含まれる酸素濃度は、３０ｐｐｍ以下であることが好ましく、８ｐｐｍ以下であることがより好ましい。
本発明により製造するＮｉ基鋳造合金は、鋳造において原料を溶解する際に雰囲気中の酸素濃度を低くすること、溶湯を鋳型に注入する際に雰囲気中の酸素を巻き込まないようにすることなどでＮｉ基鋳造合金中の酸素濃度を低くすることができる。
【００２６】
次に、砂型又はセラミックス型を用いてＮｉ基鋳造合金を鋳造する方法について説明する。
所定の量の原料を合金の融点以上に加熱して溶解する。
【００２７】
溶湯を砂型又はセラミックス型に流し込み、徐冷する。
砂型又はセラミックス型の形状、大きさは特に限定されず、製造するＮｉ基鋳造合金の形状に応じて選択すればよい。
砂型は、けい砂を主体として形成され、大きな鋳造合金の製造が可能であり、型作成コストが金型に比べ安価であるという利点もある。
セラミックス型は、例えば  ジルコニア（ＺｒＯ２）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、シリカ（ＳｉＯ２）を主体として形成され、通常は精密鋳造鋳型として用いられ精密な鋳造合金の製造が可能であるという利点もある。
なお、溶湯を注入した後の冷却速度をより遅くさせる観点から、本発明で用いる鋳型（砂型又はセラミックス型）は予め加熱（例えば、４００℃以上）し、加熱された砂型又はセラミックス型に溶湯を注入することが好ましい。
【００２８】
鋳造における雰囲気は特に限定されず、大気中、真空中、Ａｒ等の不活性ガス雰囲気中で行うことができる。なお、本発明により製造するＮｉ基鋳造合金中の酸素の含有量を低く抑える観点から、真空中又は不活性ガス雰囲気中で鋳造することが好ましい。
【００２９】
鋳型（砂型又はセラミックス型）に注入した溶湯が冷却により凝固した後、合金と鋳型を分離することにより鋳造割れの発生が抑制されたＮｉ基鋳造合金を得ることができる。
【００３０】
本発明のＮｉ基鋳造合金の製造方法によれば、鋳造したときに内部における割れの発生が抑制されるため、Ｎｉ基鋳造合金を高い歩留りで製造することができる。そして、本発明により製造されたＮｉ基鋳造合金は高温圧縮強度及び耐酸化性に優れ、熱間鍛造用の金型材料として好適に用いることができる。上記のようにして鋳造したＮｉ基鋳造合金を切削加工等によって成形して所望の形状の金型とすればよい
本発明により製造されたＮｉ鋳造基合金からなる熱間鍛造金型は、例えば、航空機のジェットエンジン部品や、発電機用ガスタービン部品等を大気中で１０００℃以上に金型を加熱して熱間鍛造する際に用いる金型として好適に使用することができる。
なお、本発明により製造されるＮｉ基鋳造合金は、熱間鍛造用の金型材料に最適であるが、熱間鍛造用金型に限定されず、熱間で圧縮応力が加わる用途に適用可能である。
【実施例】
【００３１】
以下に実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に制限されるものではない。
【００３２】
＜比較例１〜４＞
真空中で誘導溶解により原料を溶解し、金型に鋳造して、表１に示す成分で底面が１辺約８０ｍｍの正方形、上面が１辺約９０ｍｍの正方形、高さ約１３０ｍｍの角型形状のインゴットを得た。
＜実施例１＞
真空中で誘導溶解により原料を溶解し鋳型として約４５０℃に加熱したセラミックス型を用いて真空下で鋳造し、表１に示す成分で底面が１辺約８０ｍｍの正方形、上面が１辺約９０ｍｍの正方形、高さ約１３０ｍｍの角型形状のインゴットを得た。
【００３３】
＜実施例２＞
真空中で誘導溶解により原料を溶解し鋳型として約５００℃に加熱した砂型を用いて真空下で鋳造し、直径１１０〜１６０ｍｍ、長さ５１５ｍｍの所定成分のインゴットを得た。
【００３４】
＜実施例３＞
真空中で誘導溶解により原料を溶解し鋳型として約４５０℃に加熱したセラミックス型を用いて真空下で鋳造し、直径２００ｍｍ、長さ２５０ｍｍのインゴットを得た。
【００３５】
＜実施例４＞
大気中で誘導溶解により原料を溶解し鋳型として約５００℃に加熱した砂型を用いて大気下で鋳造し、短辺５６５ｍｍ、長辺７８５ｍｍ、高さ１１５ｍｍのインゴットを得た。
【００３６】
＜比較例５＞
大気下で溶解および鋳造したこと以外は実施例１と同様にして所定成分のインゴットを得た。なお、比較例５はＭａｒ−Ｍ２００合金相当成分である。
【００３７】
＜比較例６＞
粉末冶金法で製造された市販のＴＺＭ合金を評価した。
【００３８】
（鋳造割れ）
実施例１−４及び比較例１−４で得られたインゴットの略中心を通るように長手方向に切断し、浸透探傷法（カラーチェック）により断面における内部割れ（鋳造割れ）の発生を評価した。
なお、比較例２で得たインゴットにおける割れを基準とし、割れが発生しなかった場合はＡ、割れが発生したが比較例２よりも割れが明らかに少ない場合はＢ、比較例２と同等レベルで割れが発生した場合はＣ、比較例２よりも割れが明らかに多かった場合はＤとして評価した。
図１〜図３は、比較例２、比較例４、実施例３でそれぞれ得られたインゴットの断面を示している。
【００３９】
実施例及び比較例で得られたインゴットの組成及び割れの評価結果を表１に示す。
Ｏ以外の成分の含有量は質量％、Ｏの含有量の単位はｐｐｍであり、Ｂａｌは残部を意味する。また、表１において「−」は、分析を行わなかったこと意味する。
なお、比較例５、６のインゴットは、実施例のインゴットの高温機械的性質及び耐酸化性を比較評価するために用意したものであり、割れの評価は行わなかった。
【００４０】
【表１】
2016069702.tif 000002
【００４１】
表１に示すように、砂型又はセラミックス型を用いて鋳造した実施例１−４のＮｉ基鋳造合金インゴットは、割れが観察されなかった。
【００４２】
（高温機械的性質）
実施例２及び比較例５、６のインゴットから、直径１０ｍｍ×長さ１２ｍｍの試験片Ａと、直径１０ｍｍ×長さ２０ｍｍの試験片Ｂをそれぞれ切り出した。
試験片Ａを用い、１１００℃、歪速度１０−３／ｓで１０％までの圧縮試験及び１１００℃、１０ｋｇｆ／ｍｍ２で２０時間までの圧縮クリープ試験を行った。なお、クリープ試験は実施例２と比較例５の各試験片Ｂに対して行った。
結果を下記表２に示す。
【００４３】
【表２】
2016069702.tif 000003
【００４４】
（耐酸化性）
さらに、実施例２、比較例５の各試験片Ｂを用い、１１００℃×１６時間の空冷なる加熱冷却を５回繰り返す耐酸化試験を行って酸化減量を測定した。
実施例２の試験片Ｂの酸化減量は、比較例５の試験片Ｂの酸化減量に比べほぼ同等レベルであり、大気中の熱間鍛造金型として使用しても問題ないレベルであった。
【図１】
2016069702.tif 000004
【図２】
2016069702.tif 000005
【図３】
2016069702.tif 000006