JPH02270940A - 高温ボルト用合金およびその製造方法 - Google Patents
高温ボルト用合金およびその製造方法Info
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- JPH02270940A JPH02270940A JP9413889A JP9413889A JPH02270940A JP H02270940 A JPH02270940 A JP H02270940A JP 9413889 A JP9413889 A JP 9413889A JP 9413889 A JP9413889 A JP 9413889A JP H02270940 A JPH02270940 A JP H02270940A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は高温で使用されるボルト用の合金およびその製
造方法に関するものである。
造方法に関するものである。
高温で使用されるボルトには、クリープ強度の優れた材
料が要求される。６００℃付近の高温で使用されるボル
ト用の素材としては、Ａ２８６（ＪＩＳＳＩＪＨ６６０
）の名で知られる合金や、特公平１−８６９７号記載の
合金等が用いられている。また特開平１−２５９１９号
には、リラクゼーション特性（全歪一定の条件で負荷さ
れた部材の応力が時間の経過と共に減少していく現象で
、クリープに起因する現象）を改善するために、棒また
は線材に固溶化熱処理を行なった後、冷間加工を行なう
方法が記載されている。
料が要求される。６００℃付近の高温で使用されるボル
ト用の素材としては、Ａ２８６（ＪＩＳＳＩＪＨ６６０
）の名で知られる合金や、特公平１−８６９７号記載の
合金等が用いられている。また特開平１−２５９１９号
には、リラクゼーション特性（全歪一定の条件で負荷さ
れた部材の応力が時間の経過と共に減少していく現象で
、クリープに起因する現象）を改善するために、棒また
は線材に固溶化熱処理を行なった後、冷間加工を行なう
方法が記載されている。
近年、耐熱ボルトの性能およびコストに対する要求はま
すます厳しくなっており、安価で高性能の材料が求めら
れている。性能を向上させるためには、例えば材料の化
学成分を換えることが考えられるが、この場合、通常は
合金元素量が多くなり、価格あるいは製造性の面で好ま
しくない。
すます厳しくなっており、安価で高性能の材料が求めら
れている。性能を向上させるためには、例えば材料の化
学成分を換えることが考えられるが、この場合、通常は
合金元素量が多くなり、価格あるいは製造性の面で好ま
しくない。
このような背景から、従来高温ボルト用合金として用い
られている。Ａ２８６合金や前述の特開平１−２５９１
．９号に記載の合金と同等の性質を有し、さらに省資源
型の合金に対する要求がますます高まってきた。前述の
特公平１−８６９７号は省資源型の合金でありながら、
従来合金のＡ２８６に比較して性質は同等であるが、製
造性、特に棒または線材の加工に必要な潤滑皮膜の密着
性が不十分であるということが判明してきた。
られている。Ａ２８６合金や前述の特開平１−２５９１
．９号に記載の合金と同等の性質を有し、さらに省資源
型の合金に対する要求がますます高まってきた。前述の
特公平１−８６９７号は省資源型の合金でありながら、
従来合金のＡ２８６に比較して性質は同等であるが、製
造性、特に棒または線材の加工に必要な潤滑皮膜の密着
性が不十分であるということが判明してきた。
本発明の目的は、Ａ２８６より合金添加量を少なくした
省資源型の合金をベースとして、製造性を改善するとと
もに、その組織を最適化することによりクリープ強度の
優れた合金、およびそのための製造方法を提供すること
である。
省資源型の合金をベースとして、製造性を改善するとと
もに、その組織を最適化することによりクリープ強度の
優れた合金、およびそのための製造方法を提供すること
である。
本発明は、重量％にてＧ ０．１％以下、Ｓｉ０．５％
以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎ ｉ １７．０−２０．０
％、Ｃｒ １３．０−１５．０％、Ａ ｌ ０．２０−
０．４０％、Ｔ ｉ ２．００−３．００％、Ｍ。
以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎ ｉ １７．０−２０．０
％、Ｃｒ １３．０−１５．０％、Ａ ｌ ０．２０−
０．４０％、Ｔ ｉ ２．００−３．００％、Ｍ。
１．００％以下、およびＢ ０．０２％以下、Ｚｒ０．
２０％以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび
不純物からなり、結晶粒度がＡＳＴＭ Ｎｏ、で３〜６
、かつ再結晶温度以下の温度で加工率にして６〜１８％
に相当する加工歪が残存することを特徴とする高温ボル
ト用合金である。また、本合金にＮｂ １．００％以下
を含有することができる。さらに本発、明は、上記合金
の製造方法として、上記組成の合金の棒または線材に、
１０２０〜１０７０℃の固溶化熱処理を行なった後、再
結晶温度以下の温度で６〜１８％の加工を行なうことを
特徴とする高温ボルト用合金の製造方法である。
２０％以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび
不純物からなり、結晶粒度がＡＳＴＭ Ｎｏ、で３〜６
、かつ再結晶温度以下の温度で加工率にして６〜１８％
に相当する加工歪が残存することを特徴とする高温ボル
ト用合金である。また、本合金にＮｂ １．００％以下
を含有することができる。さらに本発、明は、上記合金
の製造方法として、上記組成の合金の棒または線材に、
１０２０〜１０７０℃の固溶化熱処理を行なった後、再
結晶温度以下の温度で６〜１８％の加工を行なうことを
特徴とする高温ボルト用合金の製造方法である。
本発明の重要な点は、固溶化熱処理と冷間加工を最適の
条件で組み合わせることにより、結晶粒度と残存加工歪
量を最適とし、それによって優れたクリープ強度を得る
ことである。
条件で組み合わせることにより、結晶粒度と残存加工歪
量を最適とし、それによって優れたクリープ強度を得る
ことである。
以下に本発明合金の成分限定理由について述べる。
ＣはＴｉと結びついてＴｉＣを生成し、オーステナイト
結晶粒の粗大化を防ぐので若干量は必要であるが、０．
１％を越えるＣはＴｉＣの過度の生成により合金の析出
強化能を低下させるので、Ｃは０．１％以下とする。
結晶粒の粗大化を防ぐので若干量は必要であるが、０．
１％を越えるＣはＴｉＣの過度の生成により合金の析出
強化能を低下させるので、Ｃは０．１％以下とする。
Ｓｊは脱酸剤として０．５％以下まで合金中に含まれる
ことが許容されるが、０．５％より多いＳｉは有害な金
属間化合物をつくりやすいので０．５％以下とする。
ことが許容されるが、０．５％より多いＳｉは有害な金
属間化合物をつくりやすいので０．５％以下とする。
Ｍｎは脱酸剤として２．０％まで合金中に含まれること
が許容されるが、２．０％より多いＭｒ＋はオーステナ
イト組織を不安定にするので２．０％以下に限定する。
が許容されるが、２．０％より多いＭｒ＋はオーステナ
イト組織を不安定にするので２．０％以下に限定する。
Ｎｉは合金の母相を安定なオーステナイト組織にするた
めに不可欠の元素であり、また、Ａ１、Ｔｉと結びつく
ことによりＮｉ、（ＡＩ、Ｔｉ）で表わされる通常γ′
と呼ばれる金属間化合物を生成し合金の析出強化に寄与
する重要な元素である。しかし、Ｎｉは１７％末清では
オーステナイト組織を不安定にするので好ましくないが
、オーステナイト組織を安定にしまた所要の強度を得る
ためには２０１以下で十分である。２０％を越えるＮ１
は本発明の目的である合金量の低減という観点から好ま
しくない。それゆえ、Ｎｉは１７．０％〜２０．０％に
限定する。
めに不可欠の元素であり、また、Ａ１、Ｔｉと結びつく
ことによりＮｉ、（ＡＩ、Ｔｉ）で表わされる通常γ′
と呼ばれる金属間化合物を生成し合金の析出強化に寄与
する重要な元素である。しかし、Ｎｉは１７％末清では
オーステナイト組織を不安定にするので好ましくないが
、オーステナイト組織を安定にしまた所要の強度を得る
ためには２０１以下で十分である。２０％を越えるＮ１
は本発明の目的である合金量の低減という観点から好ま
しくない。それゆえ、Ｎｉは１７．０％〜２０．０％に
限定する。
Ｃｒは本発明合金においては耐食耐酸化性を付与すると
同時にオーステナイト組織を安定化させるために不可欠
の元素であり、最低１３．０％を必要とするが、１５．
０％を越えるＣｒは逆にオーステナイト組織を不安定に
するので１３８０〜１５．０％に限定する。
同時にオーステナイト組織を安定化させるために不可欠
の元素であり、最低１３．０％を必要とするが、１５．
０％を越えるＣｒは逆にオーステナイト組織を不安定に
するので１３８０〜１５．０％に限定する。
Ａ１は本発明合金においてはγ′相を安定化させる作用
があり、最低０．２０％必要であるが、０．４０％を越
えるとオーステナイト組織が不安定になるので０．２０
〜０．４０％に限定する。
があり、最低０．２０％必要であるが、０．４０％を越
えるとオーステナイト組織が不安定になるので０．２０
〜０．４０％に限定する。
Ｔｉは本発明合金においてはγ′相を形成し、合金を析
出強化させるための基本元素であり、最低２．００％は
必要であるが、３．００％を越えるＴｉはオーステナイ
ト組織を不安定化させるので２．００〜３．００％に限
定する。
出強化させるための基本元素であり、最低２．００％は
必要であるが、３．００％を越えるＴｉはオーステナイ
ト組織を不安定化させるので２．００〜３．００％に限
定する。
Ｍｏは、本合金を高温ボルト用素材として製造する場合
に必要とされる元素である。すなわちボルトを成形する
場合は、素材に潤滑皮膜を施す必要があるが、これは通
常、素材の加工プロセス中に、蓚酸を主体とする皮膜を
密着させることにより行なわれる。ＭＯはこの皮膜の密
着性を大きく改善する効果がある。しかしながら、１．
００％を越えるとオーステナイト組織を不安定にするの
で１．００％以下に限定する。
に必要とされる元素である。すなわちボルトを成形する
場合は、素材に潤滑皮膜を施す必要があるが、これは通
常、素材の加工プロセス中に、蓚酸を主体とする皮膜を
密着させることにより行なわれる。ＭＯはこの皮膜の密
着性を大きく改善する効果がある。しかしながら、１．
００％を越えるとオーステナイト組織を不安定にするの
で１．００％以下に限定する。
ＢおよびＺｒは粒界を強化し、合金の高温における延性
を高める作用があるので若干量は必要であるが、過度に
多量に添加すると低融点の共晶を生成し熱間加工性を劣
化させるので、それぞれ０．０２％以下および０．２０
％以下に限定する。
を高める作用があるので若干量は必要であるが、過度に
多量に添加すると低融点の共晶を生成し熱間加工性を劣
化させるので、それぞれ０．０２％以下および０．２０
％以下に限定する。
Ｎｂはγ′相中に固溶してγ′相を固溶強化する作用を
持つ。しかしながら、１．００％を越えるＮｂは、δ相
（Ｎｉ、Ｎｂよりなる相で合金の強化には寄与しない）
を形成するので、１．００％以下に限定する。
持つ。しかしながら、１．００％を越えるＮｂは、δ相
（Ｎｉ、Ｎｂよりなる相で合金の強化には寄与しない）
を形成するので、１．００％以下に限定する。
次に本発明の重要な要件である、結晶粒度と残存加工歪
量について述べる。
量について述べる。
クリープ強度に対する結晶粒度の効果については、一般
にクリープ試験温度が低い場合は結晶粒度Ｎｏ、が大き
い（より細粒である）方がクリープ強度が高く、クリー
プ試験温度が高い場合は、その逆であることが知られて
いる。しかし１本発明が対象とする６００℃付近の温度
は上記傾向が逆転する付近の温度と思われるため、結晶
粒度はクリープ強度にあまり影響しないと考えられてい
た。事実、本発明者が固溶化処理後に冷間加工を行なっ
ていない試料について、結晶粒度の効果を調べたところ
、結晶粒度はクリープ強度にはほとんど影響しないとい
う結果が得られた。
にクリープ試験温度が低い場合は結晶粒度Ｎｏ、が大き
い（より細粒である）方がクリープ強度が高く、クリー
プ試験温度が高い場合は、その逆であることが知られて
いる。しかし１本発明が対象とする６００℃付近の温度
は上記傾向が逆転する付近の温度と思われるため、結晶
粒度はクリープ強度にあまり影響しないと考えられてい
た。事実、本発明者が固溶化処理後に冷間加工を行なっ
ていない試料について、結晶粒度の効果を調べたところ
、結晶粒度はクリープ強度にはほとんど影響しないとい
う結果が得られた。
ところが本発明者は、残存加工歪量の効果について、系
統的な検討を行ない、固溶化熱処理後に６〜１８％の冷
間加工を施すことにより、リラクゼーション特性（すな
わちクリープ強度）が増加することを明らかにした（特
開平１−２５９］、９号に記載の通りである）。
統的な検討を行ない、固溶化熱処理後に６〜１８％の冷
間加工を施すことにより、リラクゼーション特性（すな
わちクリープ強度）が増加することを明らかにした（特
開平１−２５９］、９号に記載の通りである）。
次に本発明者は、適正な冷間加工を受けた試料について
結晶粒度の効果を調べたところ、予想以上に大きな影響
があり、結晶粒度と残存加工歪量の組み合わせを最適化
することにより、より優れたクリープ強度が得られるこ
とがわかった。
結晶粒度の効果を調べたところ、予想以上に大きな影響
があり、結晶粒度と残存加工歪量の組み合わせを最適化
することにより、より優れたクリープ強度が得られるこ
とがわかった。
すなわち、固溶化処理後に冷間加工を受けた試料のクリ
ープ強度は、結晶粒度ＮＯが小さく（粗粒に）なるほど
増加するので、クリープ強度増加のためには、結晶粒度
はＡＳＴＭ Ｎｏにて６以下（粗粒側）にすることが必
要である。しかし、３未溝（粗粒側）になると引張強度
が低下し、かつボルトの成形性が悪くなる。したがって
、結晶粒度はＡＳＴＭ Ｎｏで３〜６に限定する。
ープ強度は、結晶粒度ＮＯが小さく（粗粒に）なるほど
増加するので、クリープ強度増加のためには、結晶粒度
はＡＳＴＭ Ｎｏにて６以下（粗粒側）にすることが必
要である。しかし、３未溝（粗粒側）になると引張強度
が低下し、かつボルトの成形性が悪くなる。したがって
、結晶粒度はＡＳＴＭ Ｎｏで３〜６に限定する。
残存加工歪量は、特開平１−２５９１９号に記載のよう
に再結晶温度以下の温度で加工量にして６％未溝の場合
および１８％を越える場合ともにクリープ強度が低下す
る。この理由は、６％以上の歪を付与することにより、
オーステナイトマトリックスが強化されるとともに、時
効処理あるいはクリープ試験中にγ′などの析出強化相
の析出が促進されるが、歪量が１８％を越えて過度に多
くなると、時効処理あるいはクリープ試験中にオーステ
ナイトマトリックスの回復および析出強化相の粗大化が
進むことによる。
に再結晶温度以下の温度で加工量にして６％未溝の場合
および１８％を越える場合ともにクリープ強度が低下す
る。この理由は、６％以上の歪を付与することにより、
オーステナイトマトリックスが強化されるとともに、時
効処理あるいはクリープ試験中にγ′などの析出強化相
の析出が促進されるが、歪量が１８％を越えて過度に多
くなると、時効処理あるいはクリープ試験中にオーステ
ナイトマトリックスの回復および析出強化相の粗大化が
進むことによる。
本合金の製造方法は、結晶粒度をＡＳＴＭ Ｎｏで３〜
６にするために、固溶化熱処理を１０２０〜１０７０℃
の範囲で行ない、次に適正な加工歪を残存させるために
再結晶温度以下の温度で６〜１８％の加工を行なうこと
よりなる。
６にするために、固溶化熱処理を１０２０〜１０７０℃
の範囲で行ない、次に適正な加工歪を残存させるために
再結晶温度以下の温度で６〜１８％の加工を行なうこと
よりなる。
第１表に示す組成の合金について、真空中でインゴット
を溶製後、熱間圧延および冷間引抜により直径７−８閣
の線材を作製した。これを、第２表に示す温度で１時間
保持後水冷の固溶化熱処理を行なった後、同じく第２表
に示す引抜率で冷間引抜を行ない、その後７００〜７２
０℃で４時間保持後空冷の時効処理を行なって試料を作
製した。
を溶製後、熱間圧延および冷間引抜により直径７−８閣
の線材を作製した。これを、第２表に示す温度で１時間
保持後水冷の固溶化熱処理を行なった後、同じく第２表
に示す引抜率で冷間引抜を行ない、その後７００〜７２
０℃で４時間保持後空冷の時効処理を行なって試料を作
製した。
クリープ試験は温度６００℃、応カフ０ｋＨｆ／ｍｍ”
および温度６００℃、応力６０ｋｇｆ／ｍｍ”の２条件
で行ない、１００ｈ（時間）後のクリープ歪および、ク
リープ変形が速い場合には１％クリープ歪（応カフ０＋
Ｋｇｆ／鵬′の場合）または０．２％クリープ歪（応力
６０ｋＪｆ／（財）″の場合）に達するまでの時間を測
定した。第２表にその結果を示す。
および温度６００℃、応力６０ｋｇｆ／ｍｍ”の２条件
で行ない、１００ｈ（時間）後のクリープ歪および、ク
リープ変形が速い場合には１％クリープ歪（応カフ０＋
Ｋｇｆ／鵬′の場合）または０．２％クリープ歪（応力
６０ｋＪｆ／（財）″の場合）に達するまでの時間を測
定した。第２表にその結果を示す。
本発明を適用した場合は、試料Ａ、Ｂ共優れたクリープ
強度を示す。一方、比較例に示すように試料Ａで固溶化
処理温度が１０００℃以下の場合は、冷間加工率が１２
％であってもクリープ強度は低い。
強度を示す。一方、比較例に示すように試料Ａで固溶化
処理温度が１０００℃以下の場合は、冷間加工率が１２
％であってもクリープ強度は低い。
また、試料Ｂで固溶化処理温度が１０００℃と低く、結
晶粒度が９．０の場合は、冷間加工率が８％であっても
クリープ強度は低く、また固溶化処理温度が１０４０℃
で結晶粒度が４．０の場合でも冷間加工率が４％の場合
はクリープ強度が低い。
晶粒度が９．０の場合は、冷間加工率が８％であっても
クリープ強度は低く、また固溶化処理温度が１０４０℃
で結晶粒度が４．０の場合でも冷間加工率が４％の場合
はクリープ強度が低い。
したがって、結晶粒度と残存歪量、すなわち固溶化処理
温度と再結晶温度以下での加工量を適切にすることによ
り、クリープ強度が増大することがわかる。
温度と再結晶温度以下での加工量を適切にすることによ
り、クリープ強度が増大することがわかる。
本発明によれば、耐熱ボルト用合金のクリープ強度を大
幅に改善することが可能であり、高温で用いられるボル
トの性能向上に大きく寄与するものである。
幅に改善することが可能であり、高温で用いられるボル
トの性能向上に大きく寄与するものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％にてＣ０．１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍ
ｎ２．０％以下、Ｎｉ１７．０〜２０．０％、Ｃｒ１３
．０〜１５．０％、Ａｌ０．２０〜０．４０％、Ｔｉ２
．００〜３．００％、Ｍｏ１．００％以下、およびＢ０
．０２％以下、Ｚｒ０．２０％以下の１種または２種を
含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、結晶粒度がＡ
ＳＴＭＮｏ．で３〜６、かつ再結晶温度以下の温度で加
工率にして６〜１８％に相当する加工歪が残存すること
を特徴とする高温ボルト用合金。 ２ 重量％にてＣ０．１％以下、Ｓｉ０．５％、以下、
Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ１７．０〜２０．０％、Ｃｒ１
３．０〜１５．０％、Ａｌ０．２０〜０．４０％、Ｔｉ
２．００〜３．００％、Ｍｏ１．００％以下、Ｎｂ１．
００％以下、およびＢ０．０２％以下、Ｚｒ０．２０％
以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不純物
からなり、結晶粒度がＡＳＴＭＮｏ．で３〜６、かつ再
結晶温度以下の温度で加工率にして６〜１８％に相当す
る加工歪が残存することを特徴とする高温ボルト用合金
。 ３ 重量％にてＣ０．１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍ
ｎ２．０％以下、Ｎｉ１７．０〜２０．０％、Ｃｒ１３
．０〜１５．０％、Ａｌ０．２０〜０．４０％、Ｔｉ２
．００〜３．００％、Ｍｏ１．００％以下、およびＢ０
．０２％以下、Ｚｒ０．２０％以下の１種または２種を
含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる合金の棒または
線材に、１０２０〜１０７０℃の固溶化熱処理を行なっ
た後、再結晶温度以下の温度で６〜１８％の加工を行な
うことを特徴とする高温ボルト用合金の製造方法。 ４ 重量％にてＣ０．１％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍ
ｎ２．０％以下、Ｎｉ１７．０〜２０．０％、Ｃｒ１３
．０〜１５．０％、Ａｌ０．２０〜０．４０％、Ｔｉ２
．００〜３．００％、Ｍｏ１．００％以下、Ｎｂ１．０
０％以下、およびＢ０．０２％以下、Ｚｒ０．２０％以
下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不純物か
らなる合金の棒または線材に、１０２０〜１０７０℃の
固溶化熱処理を行なった後、再結晶温度以下の温度で６
〜１８％の加工を行なうことを特徴とする高温ボルト用
合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9413889A JP2686140B2 (ja) | 1989-04-13 | 1989-04-13 | 高温ボルト用合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9413889A JP2686140B2 (ja) | 1989-04-13 | 1989-04-13 | 高温ボルト用合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02270940A true JPH02270940A (ja) | 1990-11-06 |
| JP2686140B2 JP2686140B2 (ja) | 1997-12-08 |
Family
ID=14102031
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9413889A Expired - Lifetime JP2686140B2 (ja) | 1989-04-13 | 1989-04-13 | 高温ボルト用合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2686140B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02274843A (ja) * | 1989-04-14 | 1990-11-09 | Hitachi Metals Ltd | 潤滑皮膜密着性のすぐれた省資源型鉄基超耐熱合金 |
| CN105132825A (zh) * | 2015-09-18 | 2015-12-09 | 钢铁研究总院 | 一种耐热紧固件用钢 |
| CN111607749A (zh) * | 2020-06-17 | 2020-09-01 | 大连理工大学 | 一种立方形态b2纳米粒子共格析出的高温700℃用铁基超合金 |
-
1989
- 1989-04-13 JP JP9413889A patent/JP2686140B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02274843A (ja) * | 1989-04-14 | 1990-11-09 | Hitachi Metals Ltd | 潤滑皮膜密着性のすぐれた省資源型鉄基超耐熱合金 |
| CN105132825A (zh) * | 2015-09-18 | 2015-12-09 | 钢铁研究总院 | 一种耐热紧固件用钢 |
| CN111607749A (zh) * | 2020-06-17 | 2020-09-01 | 大连理工大学 | 一种立方形态b2纳米粒子共格析出的高温700℃用铁基超合金 |
| CN111607749B (zh) * | 2020-06-17 | 2021-06-04 | 大连理工大学 | 一种立方形态b2纳米粒子共格析出的高温700℃用铁基超合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2686140B2 (ja) | 1997-12-08 |
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