JP2776593B2 - チタン・アルミニウム金属間化合物の結晶粒微細化方法 - Google Patents
チタン・アルミニウム金属間化合物の結晶粒微細化方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明はチタン・アルミニウム金属間化合物の機械的
特性を高める方法に関し、特に強度と延性及び靭性の最
適化や超塑性特性の発現のために必要な結晶粒微細化手
段を提供し、優れた特性を保有する構造用素材の製造を
可能とするチタン・アルミニウム金属間化合物の結晶粒
微細化方法に関するものである。
特性を高める方法に関し、特に強度と延性及び靭性の最
適化や超塑性特性の発現のために必要な結晶粒微細化手
段を提供し、優れた特性を保有する構造用素材の製造を
可能とするチタン・アルミニウム金属間化合物の結晶粒
微細化方法に関するものである。
鉄鋼材料では種々の熱処理により特性の制御がなされ
ている。特に焼き入れは鉄鋼材料の硬化方法として古く
から実用されている。さらに焼き入れ後に焼き戻しを施
し、所要の機械的性質特に強度と延性及び靭性の適正化
をはかるための調質処理が行われている。これはマルテ
ンサイト変態を利用した結晶粒微細化方法である。
ている。特に焼き入れは鉄鋼材料の硬化方法として古く
から実用されている。さらに焼き入れ後に焼き戻しを施
し、所要の機械的性質特に強度と延性及び靭性の適正化
をはかるための調質処理が行われている。これはマルテ
ンサイト変態を利用した結晶粒微細化方法である。
金属間化合物においても、結晶粒微細化は機械的性質
向上効果が大きいことが知られている。例えばE.M.Schu
lsonは、1985年に刊行されたMaterials Research Socie
tyのシンポジウム・プロシーディング“High Temperatu
re Ordered Intermetallic Alloys",193ページ以下にニ
ッケル・アルミニウム金属間化合物を例に、結晶粒微細
化が延性の改善に著しい効果のあることを示している。
向上効果が大きいことが知られている。例えばE.M.Schu
lsonは、1985年に刊行されたMaterials Research Socie
tyのシンポジウム・プロシーディング“High Temperatu
re Ordered Intermetallic Alloys",193ページ以下にニ
ッケル・アルミニウム金属間化合物を例に、結晶粒微細
化が延性の改善に著しい効果のあることを示している。
このような理由から金属間化合物の結晶粒微細化の手
段について種々の試みがなされている。そしてその手段
として、（１）急冷凝固、（２）粉体焼結、（３）加工
熱処理、（４）微量元素添加などの手段が提案されてい
る。特に急冷凝固は最も活発に開発が進められており、
その状況はC.C.Kochにより“International Materials
Review",33巻（1988年発行）、201ページ以下に記述さ
れている。
段について種々の試みがなされている。そしてその手段
として、（１）急冷凝固、（２）粉体焼結、（３）加工
熱処理、（４）微量元素添加などの手段が提案されてい
る。特に急冷凝固は最も活発に開発が進められており、
その状況はC.C.Kochにより“International Materials
Review",33巻（1988年発行）、201ページ以下に記述さ
れている。
本発明は上に記した従来の手段よりも簡便で、効果的
な方法により結晶粒微細化を実現させようとするもので
ある。その目的に適う方法としては、固相の熱処理があ
げられる。そこでチタン・アルミニウム金属間化合物の
金属組織の系統的な研究をもとに、最適な結晶粒微細化
のための熱処理方法開発を行った。
な方法により結晶粒微細化を実現させようとするもので
ある。その目的に適う方法としては、固相の熱処理があ
げられる。そこでチタン・アルミニウム金属間化合物の
金属組織の系統的な研究をもとに、最適な結晶粒微細化
のための熱処理方法開発を行った。
本発明は上記課題を解決するために、室温においてL1
0構造を有し、第二相として10％以内のアルファ２相TiA
l又は該アルファ２相Ti3Alを含有する異種元素の１種以
上を含有するチタン・アルミニウム金属間化合物を、14
00〜1650の温度範囲に加熱し、又は高温における二相混
合温度域に加熱し、次いで冷却速度毎秒103〜1Kにより
冷却し、次いで450〜1000Kの温度範囲に再加熱するか、
或いは前記チタン・アルミニウム金属間化合物を、高温
における二相混合温度域と低温におけるガンマ・アルフ
ァ２相の共存領域の間を加熱冷却を繰り返した後に、45
0〜1000Kの温度範囲に再加熱することによりチタン・ア
ルミニウム金属間化合物の結晶粒の微細化を行う方法を
提供するものである。
0構造を有し、第二相として10％以内のアルファ２相TiA
l又は該アルファ２相Ti3Alを含有する異種元素の１種以
上を含有するチタン・アルミニウム金属間化合物を、14
00〜1650の温度範囲に加熱し、又は高温における二相混
合温度域に加熱し、次いで冷却速度毎秒103〜1Kにより
冷却し、次いで450〜1000Kの温度範囲に再加熱するか、
或いは前記チタン・アルミニウム金属間化合物を、高温
における二相混合温度域と低温におけるガンマ・アルフ
ァ２相の共存領域の間を加熱冷却を繰り返した後に、45
0〜1000Kの温度範囲に再加熱することによりチタン・ア
ルミニウム金属間化合物の結晶粒の微細化を行う方法を
提供するものである。
以下に本発明の詳細な内容を説明する。
熱処理による結晶粒微細化手段としては、古くから鉄
鋼材料で実用されている加熱と冷却を組み合せた処理が
ある。このような方法がチタン・アルミニウム金属間化
合物にも応用できる可能性と条件を系統的に調査した。
鋼材料で実用されている加熱と冷却を組み合せた処理が
ある。このような方法がチタン・アルミニウム金属間化
合物にも応用できる可能性と条件を系統的に調査した。
このような要件を見いだすには、主たる材料的因子で
ある成分・組成と熱処理上の要因である加熱温度と冷却
速度の最適な組み合せを求めねばならない。その目的の
ために、TiAl化学量論比近傍の種々の組成の素材につい
て種々の熱処理を施して、生成する組織の系統的な観察
や解析を行う必要がある。それらの観察結果にもとづい
て、結晶粒微細化のための適切な材料とプロセス条件を
選択した理由を次に説明する。
ある成分・組成と熱処理上の要因である加熱温度と冷却
速度の最適な組み合せを求めねばならない。その目的の
ために、TiAl化学量論比近傍の種々の組成の素材につい
て種々の熱処理を施して、生成する組織の系統的な観察
や解析を行う必要がある。それらの観察結果にもとづい
て、結晶粒微細化のための適切な材料とプロセス条件を
選択した理由を次に説明する。
TiAl化学量論比近傍の組成を有するチタン・アルミニ
ウム金属間化合物においては、熱処理による結晶粒微細
化は高温からの急速冷却により針状ラス組織が形成され
た場合に達成されることが判明した。さらにこのような
組織に対して前の加熱温度よりも低い温度に再加熱処理
を加えると、ラス組織が分解して、多数の結晶粒核生成
が起こるために微細な結晶組織に変化する。従って結晶
粒微細化の第一義的な前提要件は針状ラス組織を形成さ
せることである。
ウム金属間化合物においては、熱処理による結晶粒微細
化は高温からの急速冷却により針状ラス組織が形成され
た場合に達成されることが判明した。さらにこのような
組織に対して前の加熱温度よりも低い温度に再加熱処理
を加えると、ラス組織が分解して、多数の結晶粒核生成
が起こるために微細な結晶組織に変化する。従って結晶
粒微細化の第一義的な前提要件は針状ラス組織を形成さ
せることである。
先ずこのような前提要件を満足する必要組成として
は、室温においてL10構造を有し、第二相として10％以
内のアルファ２相Ti3Alを含有する組成範囲である。こ
の範囲であれば高温において安定な二相混合組織状態か
らの急速冷却で、針状ラス状組織を形成する。その理由
は、針状ラス状組織の構成相がアルファ２相であるため
である。しかしアルファ２相の比率が10％を超えると明
瞭な針状組織では無くなる。またこの成分範囲は、1450
〜1750Kの高温度域においてガンマ相と十分なアルファ
相とが共存する状態に対応する。この混合組織状態から
急冷することにより、所要の針状ラス状組織が形成され
る。
は、室温においてL10構造を有し、第二相として10％以
内のアルファ２相Ti3Alを含有する組成範囲である。こ
の範囲であれば高温において安定な二相混合組織状態か
らの急速冷却で、針状ラス状組織を形成する。その理由
は、針状ラス状組織の構成相がアルファ２相であるため
である。しかしアルファ２相の比率が10％を超えると明
瞭な針状組織では無くなる。またこの成分範囲は、1450
〜1750Kの高温度域においてガンマ相と十分なアルファ
相とが共存する状態に対応する。この混合組織状態から
急冷することにより、所要の針状ラス状組織が形成され
る。
この針状ラス状組織生成の前提要件は、室温において
L10構造を有し、第二相として10％以内のアルファ２相T
i3Alを含有すればよく、異種元素を一種以上添加した場
合には、このような比率のアルファ２相Ti3Alとなるよ
うに添加量を調整すればよい。このような異種元素とし
ての添加量は４％原子以内とする必要があり、また、異
種元素としてはFe,Cr,Mn,Mo,Nb,V,Ni,Cu又はＢ等が用い
られる。
L10構造を有し、第二相として10％以内のアルファ２相T
i3Alを含有すればよく、異種元素を一種以上添加した場
合には、このような比率のアルファ２相Ti3Alとなるよ
うに添加量を調整すればよい。このような異種元素とし
ての添加量は４％原子以内とする必要があり、また、異
種元素としてはFe,Cr,Mn,Mo,Nb,V,Ni,Cu又はＢ等が用い
られる。
室温においてガンマ相単相組織の場合には、高温度域
においてもガンマ相単相組織或いは少量のアルファ相が
存在するだけとなり、急冷しても針状ラス組織はできな
い。逆に高温での保定中に結晶粒が粗大化する。
においてもガンマ相単相組織或いは少量のアルファ相が
存在するだけとなり、急冷しても針状ラス組織はできな
い。逆に高温での保定中に結晶粒が粗大化する。
また上記の前提要件を満足する熱処理の高温域加熱温
度はガンマ相とアルファ相との共存する状態でなければ
ならない。この状態を得るには、第二相として10％以内
のアルファ２相Ti3Alを含有する組成範囲では、1450〜1
750Kの温度範囲であるが、1750K超では組織が粗大とな
り急速冷却しても有効な針状ラス状組織とはならない。
この高温度域の保定時間は１〜10時間が必要である。
度はガンマ相とアルファ相との共存する状態でなければ
ならない。この状態を得るには、第二相として10％以内
のアルファ２相Ti3Alを含有する組成範囲では、1450〜1
750Kの温度範囲であるが、1750K超では組織が粗大とな
り急速冷却しても有効な針状ラス状組織とはならない。
この高温度域の保定時間は１〜10時間が必要である。
冷却速度としては、上記の成分組成と加熱条件が満足
されていれば、氷塩水、水、あるいは油中への浸漬冷却
により、針状ラス組織が得られる。つまり毎秒103〜1
K、好ましくは毎秒103〜10Kの冷却速度が適当である。
毎秒103K超の急冷を施すと、熱歪みのために材料に破断
または亀裂が発生する。一方毎秒1K未満の冷却速度では
針状ラス組織はできない。
されていれば、氷塩水、水、あるいは油中への浸漬冷却
により、針状ラス組織が得られる。つまり毎秒103〜1
K、好ましくは毎秒103〜10Kの冷却速度が適当である。
毎秒103K超の急冷を施すと、熱歪みのために材料に破断
または亀裂が発生する。一方毎秒1K未満の冷却速度では
針状ラス組織はできない。
特に10K/秒以上の冷却速度であれば、再加熱で分解し
やすい針状ラス組織をつくる。
やすい針状ラス組織をつくる。
再加熱処理は450〜1000Kの温度範囲で500/T〜5000/T
時間保定する。但し、Ｔは再加熱温度である。上記再加
熱処理は、急冷された針状ラス組織が高い転位密度を有
しているので再加熱の際に該発生頻度を高めて結晶粒を
微細化しようとするものである。この再加熱処理によ
り、本発明の結晶粒微細化の目標値粒径10μｍ以下を得
ることができる。
時間保定する。但し、Ｔは再加熱温度である。上記再加
熱処理は、急冷された針状ラス組織が高い転位密度を有
しているので再加熱の際に該発生頻度を高めて結晶粒を
微細化しようとするものである。この再加熱処理によ
り、本発明の結晶粒微細化の目標値粒径10μｍ以下を得
ることができる。
なお、高温領域での加熱手段の他の実施例として、高
温における二相混合温度域即ち1550〜1750Kの温度範囲
に10秒〜10分間保定した後103〜1K/秒の冷速で、低温に
おけるガンマ・アルファ２相共存領域即ち1400〜1550K
の温度範囲迄冷却し、この温度域で10秒〜10分間保定し
たのち、更に、上記加熱、冷却を複数回繰り返し、しか
る後、103〜1K/秒の冷却速度で室温まで急冷する方法が
ある。なお、繰り返し回数は３回以上が適当である。
温における二相混合温度域即ち1550〜1750Kの温度範囲
に10秒〜10分間保定した後103〜1K/秒の冷速で、低温に
おけるガンマ・アルファ２相共存領域即ち1400〜1550K
の温度範囲迄冷却し、この温度域で10秒〜10分間保定し
たのち、更に、上記加熱、冷却を複数回繰り返し、しか
る後、103〜1K/秒の冷却速度で室温まで急冷する方法が
ある。なお、繰り返し回数は３回以上が適当である。
これは、特に、該両温度域の間にある変態点を繰返し
通過させて結晶粒の微細化を図るものである。
通過させて結晶粒の微細化を図るものである。
実施例 １ 非消耗型電極によるアルゴン・アーク溶解法により、
室温におけるアルファ２相Ti3Al含有量が13％までの範
囲の組成をもつチタン・アルミニウム金属間化合物を作
製した。作製したボタンは再溶解を繰り返して、組成を
均一化した。酸素および窒素の含有量はそれぞれ700pp
m,300ppm以下であった。これらの溶解材から厚さ2mm
で、縦横が20mmと10mmの短冊状試片を採取した。この試
片を石英管に挿入し、アルゴン・ガスを封入した。封入
石英管を1350〜1700Kの温度範囲において均熱した後、
氷塩水中に浸漬し、直ちに破断して試片を急速に冷却し
た。さらにこれらの急速冷却材を400〜1300Kの温度範囲
に加熱した。
室温におけるアルファ２相Ti3Al含有量が13％までの範
囲の組成をもつチタン・アルミニウム金属間化合物を作
製した。作製したボタンは再溶解を繰り返して、組成を
均一化した。酸素および窒素の含有量はそれぞれ700pp
m,300ppm以下であった。これらの溶解材から厚さ2mm
で、縦横が20mmと10mmの短冊状試片を採取した。この試
片を石英管に挿入し、アルゴン・ガスを封入した。封入
石英管を1350〜1700Kの温度範囲において均熱した後、
氷塩水中に浸漬し、直ちに破断して試片を急速に冷却し
た。さらにこれらの急速冷却材を400〜1300Kの温度範囲
に加熱した。
第１図は室温においてアルファ２相Ti3Alを５％含有
する試片を1600Kから急速冷却した状態の金属組織写真
であり、全体が針状ラス組織となっている。
する試片を1600Kから急速冷却した状態の金属組織写真
であり、全体が針状ラス組織となっている。
第２図は室温においてアルファ２相Ti3Alを８％含有
する試片を1450Kから急速冷却した状態の金属組織写真
である。
する試片を1450Kから急速冷却した状態の金属組織写真
である。
第３図は同じく室温においてアルファ２相Ti3Alを８
％含有する試片を1375Kより急速冷却した状態の金属組
織写真で、針状ラス組織を形成していない（比較例）。
％含有する試片を1375Kより急速冷却した状態の金属組
織写真で、針状ラス組織を形成していない（比較例）。
第４図は、第１図に示す針状ラス組織からなる試片を
400Kにおいて48時間再加熱した金属組織写真である。ラ
ス状組織が完全に消失していない（比較例）。
400Kにおいて48時間再加熱した金属組織写真である。ラ
ス状組織が完全に消失していない（比較例）。
第５図は同じく第１図に示す針状ラス組織からなる試
片を750Kにおいて48時間再加熱した金属組織写真であ
る。均一な結晶粒径10μｍ程度の微細粒組織が得られて
いる（本発明例）。
片を750Kにおいて48時間再加熱した金属組織写真であ
る。均一な結晶粒径10μｍ程度の微細粒組織が得られて
いる（本発明例）。
第６図は同じく第１図に示す針状ラス組織からなる試
片を1250Kにおいて再加熱した金属組織写真である。一
部混粒組織が認められ、均一な微細粒組織になっていな
い（比較例）。
片を1250Kにおいて再加熱した金属組織写真である。一
部混粒組織が認められ、均一な微細粒組織になっていな
い（比較例）。
なお、上記各図の写真の倍率は50倍である。
実施例 ２ 上記実施例１に用いた材料のうち、室温においてアル
ファ２相Ti3Alを５％含有する試片を、通電式加熱装置
により、高温における二相混合温度域である1600Kから9
00Kの温度範囲で３回加熱と冷却を繰り返した。これを7
50Kで48時間再加熱した。この時の金属組織を第７図
（倍率100倍の金属組織写真）に示す。
ファ２相Ti3Alを５％含有する試片を、通電式加熱装置
により、高温における二相混合温度域である1600Kから9
00Kの温度範囲で３回加熱と冷却を繰り返した。これを7
50Kで48時間再加熱した。この時の金属組織を第７図
（倍率100倍の金属組織写真）に示す。
実施例 ３ 非消耗型電極によるアルゴン・アーク溶解法により、
室温においてアルファ２相Ti3Alを７％および12％含有
する組成および同じく異種元素として鉄2.5原子％を添
加した室温においてアルファ２相Ti3Alを８％含有する
組成のチタン・アルミニウム金属間化合物を作製した。
作製したボタンは再溶解を繰り返して、組成を均一化し
た。酸素および窒素の含有量はそれぞれ700ppm,300ppm
以下であった。これらの溶解材から厚さ2mmで、縦横が2
0mmと10mmの短冊状試片を採取した。この試片を石英管
に挿入し、アルゴン・ガスを封入した。封入石英管を16
00Kにおいて100分間均熱した後、水中に浸漬し、直ちに
破断して試片を急速に冷却した、さらにこれらの急速冷
却材を400〜1200Kの温度範囲に48時間再加熱した。再加
熱金属組織の特徴を第１表に示す。
室温においてアルファ２相Ti3Alを７％および12％含有
する組成および同じく異種元素として鉄2.5原子％を添
加した室温においてアルファ２相Ti3Alを８％含有する
組成のチタン・アルミニウム金属間化合物を作製した。
作製したボタンは再溶解を繰り返して、組成を均一化し
た。酸素および窒素の含有量はそれぞれ700ppm,300ppm
以下であった。これらの溶解材から厚さ2mmで、縦横が2
0mmと10mmの短冊状試片を採取した。この試片を石英管
に挿入し、アルゴン・ガスを封入した。封入石英管を16
00Kにおいて100分間均熱した後、水中に浸漬し、直ちに
破断して試片を急速に冷却した、さらにこれらの急速冷
却材を400〜1200Kの温度範囲に48時間再加熱した。再加
熱金属組織の特徴を第１表に示す。
この表に示すように、本発明の範囲外の組成又は再加
熱温度による場合はいずれも平均粒径が大きくなるか、
又は混粒組織となって本発明の目的を達成することがで
きなかった。
熱温度による場合はいずれも平均粒径が大きくなるか、
又は混粒組織となって本発明の目的を達成することがで
きなかった。
〔発明の効果〕 チタン・アルミニウム金属間化合物を簡単な加熱冷却
あるいはその繰り返しの熱処理により結晶粒を微細化で
きる。微細結晶粒による機械的性質の改善手段として効
果が大きい。
あるいはその繰り返しの熱処理により結晶粒を微細化で
きる。微細結晶粒による機械的性質の改善手段として効
果が大きい。
第１図と第２図は本発明の急速冷却状態の金属組織写真
である。第３図は本発明の条件を逸脱した加熱後の急速
冷却状態の金属組織写真である。第４図は不完全な再加
熱状態の金属組織写真である。第５図は本発明の均一な
微細粒金属組織写真である。第６図は比較例の一部混粒
からなる金属組織写真である。第７図は本発明に関わる
加熱冷却サイクルで得られる組織である。
である。第３図は本発明の条件を逸脱した加熱後の急速
冷却状態の金属組織写真である。第４図は不完全な再加
熱状態の金属組織写真である。第５図は本発明の均一な
微細粒金属組織写真である。第６図は比較例の一部混粒
からなる金属組織写真である。第７図は本発明に関わる
加熱冷却サイクルで得られる組織である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (72)発明者 藤井 秀樹 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新 日本製鐵株式会社第２技術研究所内 (56)参考文献 特開 平２−101133（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−274850（ＪＰ，Ａ) （社）日本金属学会編 「日本金属学 会会報」 Ｖｏｌ．28，Ｎｏ．５ （1989） ＰＰ．402−413 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) F22F 1/18 C22C 14/00
Claims (4)
- 【請求項１】室温においてL10構造を有し、第二相とし
て10％以内のアルファ２相Ti3Alを含有するチタン・ア
ルミニウム金属間化合物を1450〜1750Kの温度範囲に加
熱して１〜10時間保持した後、冷却速度103〜1K/秒によ
り冷却し、次いで、450〜1000Kの温度に再加熱して500/
T〜5000/T時間（但し、Ｔ＝再加熱温度）保持すること
を特徴とするチタン・アルミニウム金属間化合物の結晶
粒微細化方法。 - 【請求項２】室温においてL10構造を有し、第二相とし
て10％以内のアルファ２相Ti3Alを含有するチタン・ア
ルミニウム金属間化合物を1550〜1750Kの温度範囲に10
秒〜10分間保持した後1400〜1550Kの温度範囲迄103〜1K
/秒の冷却速度で冷却し、かつこの熱処理を複数回繰返
した後、冷却速度103〜1K/秒で室温迄冷却し、次いで、
450〜1000Kの温度に再加熱して500/T〜5000/T時間（但
し、Ｔ＝再加熱温度）保持することを特徴とするチタン
・アルミニウム金属間化合物の結晶粒微細化方法。 - 【請求項３】室温においてL10構造を有し、第二相とし
て10％以内のアルファ２相Ti3Alを含有する異種元素を
１種以上、４原子％以下添加した請求項１又は２記載の
結晶粒微細化方法。 - 【請求項４】異種元素がFe,Cr,Mn,Mo,Nb,V,Ni,Cu又はＢ
である請求項３記載の結晶粒微細化方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33578989A JP2776593B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | チタン・アルミニウム金属間化合物の結晶粒微細化方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33578989A JP2776593B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | チタン・アルミニウム金属間化合物の結晶粒微細化方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03197654A JPH03197654A (ja) | 1991-08-29 |
| JP2776593B2 true JP2776593B2 (ja) | 1998-07-16 |
Family
ID=18292458
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33578989A Expired - Lifetime JP2776593B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | チタン・アルミニウム金属間化合物の結晶粒微細化方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2776593B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2687641B2 (ja) * | 1989-12-27 | 1997-12-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 高靭性ＴｉＡ▲ｌ▼金属間化合物系Ｔｉ合金材の製造法 |
-
1989
- 1989-12-25 JP JP33578989A patent/JP2776593B2/ja not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| （社）日本金属学会編 「日本金属学会会報」 Ｖｏｌ．２８，Ｎｏ．５ （１９８９） ＰＰ．４０２−４１３ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03197654A (ja) | 1991-08-29 |
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