(57)【要約】  重量％で以下の組成：アルミニウム  ４．４から５．７％；バナジウム  ４．０から５．５％；鉄  ０．３０から０．５０％；モリブデン  ４．０から５．５％；クロム  ２．５から３．５％；酸素  ０．０８から０．１８％；微量炭素  最大０．１０％；微量窒素  最大０．０５％；微量ジルコニウム  最大０．３０％；微量ケイ素  最大０．１５％；及び残りの割合は、チタン及び加工によりもたらされる不純物、を有するＴｉ  ５−５−５−３型のチタン合金を熱処理する方法であって、前記合金の熱処理が複数の段階及び熱プラトーを含んで実施されることを特徴とする熱処理方法、及びこの方法から得られる部品。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で以下の組成、
・アルミニウム  ４．４から５．７％
・バナジウム  ４．０から５．５％
・鉄  ０．３０から０．５０％
・モリブデン  ４．０から５．５％
・クロム  ２．５から３．５％
・酸素  ０．０８から０．１８％
・微量炭素  最大０．１０％
・微量窒素  最大０．０５％
・微量ジルコニウム  最大０．３０％
・微量ケイ素  最大０．１５％
残りの割合は、チタン及び加工によりもたらされる不純物、
を有するＴｉ  ５−５−５−３型のチタン合金を熱処理する方法であって、
前記合金の熱処理が以下のように配された複数の段階及び熱プラトーを含んで実施されることを特徴とする、熱処理方法：
・チタン合金は、８１０〜８４０℃の間であり、かつ合金のβ変態温度よりも低い第１熱プラトー温度まで加熱される。
・チタン合金は、第１プラトー温度で１〜３時間保持される。
・チタン合金は、途中で再加熱することなく、７６０〜８００℃の間である第２プラトー温度に冷却される。
・チタン合金は、第２プラトー温度で２〜５時間保持される。
・チタン合金は室温に冷却される。
・チタン合金は、５４０〜６５０℃の間である第３プラトー温度まで加熱される。
・チタン合金は、第３プラトー温度で４〜２０時間保持され、その後室温に冷却される。
【請求項２】
第１及び第２プラトーの温度及び継続時間が、第１プラトーの終点において、２〜５％の量のα相を得るように、かつ第２プラトーの終点において、１０〜１５％の量の球状型の一次α相（５）を得るように、決定されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
第１プラトーがβ変態温度マイナス２０℃〜β変態温度マイナス３０℃の間の温度で実施され、第２プラトーは７７０〜７９０℃の間の温度で実施されることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
第１及び第２プラトーが連続して実施されることを特徴とする、請求項１から３の何れか一項に記載の方法。
【請求項５】
第１プラトーと第２プラトーとの間の冷却速度は、１分あたり１．５℃から５℃の間であり、第２プラトーの終点において冷却は１分あたり５℃〜１５０℃の間の速度で室温に下げるように実施されることを特徴とする、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
【請求項６】
チタン合金が第３プラトー温度で６〜１０時間、好ましくは約８時間保持されることを特徴とする、請求項１から５の何れか一項に記載の方法。
【請求項７】
請求項１から６の何れか一項に記載の熱処理方法によって得られる半製品から得られることを特徴とする、Ｔｉ  ５−５−５−３合金の部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、チタン合金Ｔｉ  ５−５−５−３（意味：チタンに対してアルミニウム５％、バナジウム５％、モリブデン５％、クロム３％）に関し、より詳細にはこの合金の熱処理に関し、その目的はその機械的性質の水準及び均一性を改良することである。
【背景技術】
【０００２】
合金Ｔｉ  ５−５−５−３は、室温において２つの相、アルファ（以後、「α」）及びベータ（以後、「β」）を有し、α及びβ相が共存するドメインと純β相ドメインとの間のβ転移（以後、「β変態」）を有する、ｑｕａｓｉ−β型のチタン合金である。β変態が起こる温度は、合金Ｔｉ  ５−５−５−３の組成に依存して８４０℃から８６０℃の間で変化する。合金Ｔｉ  ５−５−５−３は、低い密度及び高い機械抵抗の両方を備える合金である。このことにより、航空学分野の用途において、例えば着陸装置の部品及び構造部品を製造するのに、高く評価されている。しかしながら、この合金は、微細構造の欠陥の影響を非常に受けやすい。Ｔｉ  ５−５−５−３の部品は、一般的に、熱機械的変形段階及びその後の熱処理段階を経て得られる。
【０００３】
熱機械的変形段階は、β相ドメインで、すなわち合金のβ変態温度よりも高く、かつβ相粒が合金のマトリックスを形成する温度において、及びその後、α−β相ドメインで、すなわち合金のβ変態温度よりも低い温度で、実施される。
【０００４】
熱機械的変形段階の後に得られる半製品は、室温において、球状粒子及び伸長された粒子の形態を有する一次α相、ラメラ粒子の形態を有する幾らかの二次α相、及び幾らかのβ相を含む微細構造を有する。一次α相は、構造の１０〜３０％を占める。これ以降の議論において、所定の相によって表される構造の割合が示されるとき、これが標準的であるのだが、この割合が光学顕微鏡像解析によって測定される（前記相によって占有される表面の広がりは、基準格子と比較して顕微鏡写真上で測定される）ことは理解されるべきである。
【０００５】
熱機械的変形段階の後、合金Ｔｉ  ５−５−５−３の部品は、所望の機械的性質を得るために、従来の熱処理を受ける。しかしながら、これらの熱処理の後、合金Ｔｉ  ５−５−５−３の部品の機械的性質には、特に延性、じん性、引張強度、及び疲労強度に関して、大きなばらつきが残り、これらは合金中で異方性が高いままである。
【０００６】
合金Ｔｉ  ５−５−５−３の通常の熱処理は、連続して以下を実行することからなる。
・β変態温度よりも低い温度、従って一般的には７００℃から８１５℃の間で、２から４時間、合金を溶解させる熱処理、及びその後の室温への空気冷却；
・５４０℃から６５０℃の間で約８時間のエージング熱処理、及びその後の室温への空気冷却。
【０００７】
従来の熱処理の後で得られる合金Ｔｉ  ５−５−５−３の部品の機械的性質のばらつきは、合金の微細構造の不均質に起因し、この不均質自体は合金の初期の組織が熱機械的変形段階の後に受け継がれたものである。特に、従来の熱処理の後、合金Ｔｉ  ５−５−５−３は微細構造内部でα相の不均質な分布を有する。さらに、従来の熱処理の後、α相は、直前の熱機械的変形の間の鋳造又は圧延方向の結果として得られる選択的配向に沿って引き伸ばされた粒子の形態で生じる。このα相の粒子の選択的配向は、α粒子の方向に平行な方向に沿って測定された性質は基準を満たすが、α粒子の方向に対して横方向で測定された性質が著しく不十分である、機械的性質をもたらす。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、前述の従来技術の欠点を回避する一方で、チタン合金Ｔｉ  ５−５−５−３の部品の機械的性質の水準及び均一性を改善することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
このために、本発明の目的は、チタン合金Ｔｉ  ５−５−５−３の熱処理方法であり、その重量パーセントでの組成は以下のとおりである。
・アルミニウム  ４．４から５．７％
・バナジウム  ４．０から５．５％
・鉄  ０．３０から０．５０％
・モリブデン  ４．０から５．５％
・クロム  ２．５から３．５％
・酸素  ０．０８から０．１８％
・微量炭素  最大０．１０％
・微量窒素  最大０．０５％
・微量ジルコニウム  最大０．３０％
・微量ケイ素  最大０．１５％
残りの割合は、チタン及び加工によりもたらされる不純物。
【００１０】
本発明による熱処理方法は、以下の連続する段階を含む。
・チタン合金は、８１０〜８４０℃の間であり、かつ合金のβ変態温度よりも低い第１熱プラトー温度まで加熱される。
・チタン合金は、第１プラトー温度で１〜３時間保持される。
・チタン合金は、途中で再加熱することなく、７６０〜８００℃の間である第２プラトー温度に冷却される。
・チタン合金は、第２プラトー温度で２〜５時間保持される。
・チタン合金は室温に冷却される。
・チタン合金は、５４０〜６５０℃の間である第３プラトー温度まで加熱される。
・チタン合金は、第３プラトー温度で４〜２０時間保持され、その後室温に冷却される。
【００１１】
上述の熱処理プラトーは、合金Ｔｉ  ５−５−５−３のβ変態温度よりも低い温度で実施される。
【００１２】
前述したように、熱機械的変形（例えば鋳造又は圧延）の後の合金の微細構造は不均質である。本発明による第１プラトーは、先行する熱機械的変形によって特徴付けられた合金の微細構造の均質化を可能にする。第１プラトーの温度は合金Ｔｉ  ５−５−５−３のβ変態温度よりも僅かに低く、α相を最大限、しかしながら粒サイズの過剰な増加を回避するのに引き続き必要であるこの相を抑制することなく、溶解するようにする。実は、最小限の量のα相が存在しないと、β相のグレインは制御されずに成長し、機械的性質、特に引張強度の著しい低下を引き起こす。好ましくは、第１プラトーの温度及び継続期間は、第１プラトーの終点において２〜５％を占める量のα相を得るように決定される。
【００１３】
本発明による第２プラトーは、等軸球状型の一次α相を析出するように決定される。合金の微細構造を均質化することを可能とした第１プラトーによって、α相の新たな核が合金の微細構造中の均質な分布に従って現れ、それらの成長は、球状型の一次α相粒子を形成するための第２プラトーの間、等軸であるように起こる。
【００１４】
その結果、第２プラトーの終点で合金の微細構造は均質であり、本発明により実現される最初の２つの熱プラトーで、微細構造中での一次α相の均質な球状化、及びこの一次α相を十分な割合で得ることが可能になる。
【００１５】
本発明による熱処理によって、合金Ｔｉ  ５−５−５−３は均一かつ向上された機械的性質（延性、じん性、引張強度、及び疲労強度）を有する。より詳細には、均一に分散された球状型の一次α相の存在は、合金の延性を明らかに改善する。
【００１６】
発明者らは、第２プラトーの終点において、球状型の一次α相の量が１０〜１５％の間であるとき、合金の引張強度／延性のバランスが最適であったことを示すことができた。したがって、本発明による第２熱処理プラトーの温度及び継続時間は、好ましくは、第２プラトーの終点において、β相マトリックスの中での球状型の一次α相の量が１０〜１５％の間であるように決定される。好ましくは、第２プラトーの温度は、７７０℃〜７９０℃の間である。
【００１７】
第１プラトーは、好ましくはβ変態温度マイナス２０℃〜β変態温度マイナス３０℃の間の温度で実施され、第２プラトーは７７０〜７９０℃の間の温度で実施される。
【００１８】
第１及び第２プラトーは、好ましくは連続して実施される。
【００１９】
好ましくは、第１プラトーと第２プラトーとの間の冷却速度は、１分あたり１．５℃から５℃の間であり、第２プラトーの終点において冷却は１分あたり５℃〜１５０℃の間の速度で室温に下げるように実施される。
【００２０】
第３プラトーはこの種の合金で一般的に実施される、いわゆるエージングプラトーである。
【００２１】
チタン合金は、第３プラトー温度で６〜１０時間、好ましくは約８時間保持される。
【００２２】
本発明の目的は、合金Ｔｉ  ５−５−５−３の部品でもあり、先行する熱処理法によって得られる半製品から得られたことを特徴とする。
【００２３】
本発明の他の有利な点、及び特徴は、例示として示された以下の記載を読むことにより、及び添付された図面を参照して、明らかになるだろう。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】エージング前に従来の熱処理を受けた合金Ｔｉ  ５−５−５−３の顕微鏡像を示す。
【図２】本発明による三つの熱処理プラトー例の概略図である。
【図３】本発明による第１及び第２熱処理プラトーを受けた合金Ｔｉ  ５−５−５−３の顕微鏡像を示す。
【図４】本発明による第３熱処理プラトーを受けた後の、前述の合金の顕微鏡像を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明による合金Ｔｉ  ５−５−５−３の熱処理法は、β相ドメインにおいて実施された一つ以上の熱機械的変形の段階の後、その後α−β相ドメインにおいて実施された段階の後、通常通り、成形された部品に適用する。これらの段階は、圧延、鋳造、又はダイスタンピングによる熱機械的変形の段階であってよい。
【００２６】
熱機械的変形のそのような段階の後得られた部品は、室温において、球状粒子及び引き伸ばされた粒子の形態である一次α相、ラメラ粒子の形態である二次α相、及びβ相を含む微細構造を有する。熱機械的変形段階の後に合金の構造が特徴付けられ（様々なα相モルフォロジーの配向）、かつ合金の微細構造は非常に不均質である。特に、α相の粒子は針状で現れ、これはβ相の粒界に著しく分布する。α相粒子は結合される場合があり、合金の強度及び疲労強度及び延性に悪影響を与える境界を形成する。
【００２７】
合金Ｔｉ  ５−５−５−３の機械的性質を改善するための熱処理が特に調べられた。しかしながら、これらのいわゆる従来処理は、合金の均質な微細構造を得る可能性を与えず、機械的性質は合金の全体にわたって異方的であり、着陸装置の部品など、特定の用途において必要とされる最も厳しい要求を満たすのには不十分である。
【００２８】
実は、図１の顕微鏡像によって示されるように、従来の熱処理の後、及びエージング熱処理の前、α相１の粒子は合金の微細構造２の内部で不均一なサイズ及び分布を有する。従来の熱処理の後、α相１はさらに、直前の熱機械的変形段階の間の鋳造又は圧延の方向に起因する選択的配向に沿って引き伸ばされた粒子として現れる。α相の粒子のこの選択的配向により、合金内部に等方的な機械的性質を得ることは可能ではない。
【００２９】
したがって、本発明による熱処理の目標の１つは、合金Ｔｉ  ５−５−５−３の微細構造を均質化することである。
【００３０】
発明者らは、図２に概略説明されるような合金Ｔｉ  ５−５−５−３の最適化された熱処理を開発し、この熱処理は以下の段階及びプラトーを含む。
・８１０℃〜８４０℃の間、及び合金のβ変態温度よりも少し低く設定された、第１熱プラトー温度へのチタン合金の加熱（３）、
・第１プラトー温度における１〜３時間のチタン合金の保持（４）、
・好ましくは説明されたように、前述の第１及び第２プラトーの温度の中間の温度に合金を保持することなく実施される、７６０℃〜８００℃の間の第２プラトー温度へのチタン合金の冷却（５）。第１プラトーから合金を冷却して合金を第２プラトー温度よりも低い温度にして、その結果再加熱を必要とすることは避けるべきである。
・第２プラトー温度における２〜５時間のチタン合金の保持（６）、
・チタン合金を室温に冷却（７）、
・５４０℃〜６５０℃の間の第３プラトー温度（９）へのチタン合金の加熱（８）、
・チタン合金を第３プラトー温度（９）に４〜２０時間保持（９）し、その後室温に冷却（１０）する。この冷却は通常空気中で実施される。
【００３１】
本発明による、８１０℃〜８４０℃の間に設定され、かつ合金のβ変態温度よりも少し低い第１プラトー（４）は、それ以前の熱機械的変形段階によって特徴付けられる合金の微細構造の均質化を可能にし、しかしながら、ただしこのα相を完全に抑制することなく、最大のα相を溶解する。好ましくは、温度及び第１プラトー（４）の継続時間は、第１プラトー（４）の終点で２〜５％の間の量のα相を得るように決定される。最小含量である２％は、合金の機械的特徴、特に機械的な引張特性、を大きく低減する結果に至るであろう、β相グレインの制御不能な成長を回避する可能性を与える。また、α相含量が５％未満であることは、合金の微細構造の適切な均質化を可能にするために、特に熱機械的変形の後に形成されたα相境界の破壊に関して、好ましい。
【００３２】
前述したように、β変態温度は合金Ｔｉ  ５−５−５−３の正確な組成に応じて変わる。要求される量のα相を実現するために、第１プラトー（４）の温度は、合金Ｔｉ  ５−５−５−３の正確な組成、及びそのβ変態温度に応じて決定される。選択的に要求される量のα相を実現するために、Ｔｉ  ５−５−５−３の組成とは独立に、第１プラトー（４）はβ変態温度マイナス２０℃からβ変態温度マイナス３０℃の間である温度において実施される。
【００３３】
第１プラトー（４）の継続時間は１〜３時間であり、特に部品の幾何学的形状及び大きさ（直径、厚み）に依存する。部品が大きいほど、プラトーの継続時間は長い。
【００３４】
本発明によれば７６０℃から８００℃の間の、第２プラトー（６）は、球状型の一次α相の析出を可能にするように決定される。合金の均質な微細構造を得ることが可能であった第１プラトーによって、第２プラトー（６）の間、合金のβマトリックス内の均質な分散に従って、α相の新たな核が現れ、かつ、図３に見られるように、球状型の一次α相粒子（１１）を形成するように、α核の成長が第２プラトー（６）の間等軸であるように実現される。
【００３５】
その結果、第２プラトー（６）の終点において、合金の微細構造は均質であり、本発明による熱処理は、微細構造内部の一次α相（１１）の均質な球形化を得る可能性をさらに与える（図３の顕微鏡像参照）。合金の微細構造（１２）内に均一に分散した球形型の一次α相（１１）の存在は、合金の延性の改善を可能にする。本発明の最初の２つのプラトーによる２重の溶解は、合金の微細構造の均質化を可能にし、及びその調製を可能にし、第３プラトーのエージング処理にさらに等方的に反応するようにする。その結果、本発明による全ての熱処理の後で、合金内部の機械的性質は完全に等方的であり、従来の熱処理によって付与されたものと比較して、改善される。
【００３６】
本発明者らは、第２プラトー（６）の終点において、球状型の一次α相（１１）の量が１０〜１５％の間であったとき、合金の引張強度／延性のバランスが最適であったことを示すことができた。好ましくは、第２プラトー（６）の終点において、球状型の一次α相の量が１０〜１５％の間であるように、第２プラトーの温度は７７０℃〜７９０℃の間である。
【００３７】
第２プラトー（６）の継続時間は２〜５時間であり、これも部品の幾何学的形状及び大きさ（直径、厚み）に依存する。部品が大きいほど、プラトーの継続時間は長い。
【００３８】
典型的には、下記の組成を有するチタン合金Ｔｉ  ５−５−５−３の、複雑な形状を有する部品に関して、
・アルミニウム  ５．６０％
・バナジウム  ５．０３％
・鉄  ０．３３％
・モリブデン  ４．８７％
・クロム  ２．９７％
・酸素  ０．１４％
・炭素  ０．０１％
・窒素  ０．００６％
・ジルコニウム  ０．０１％
・ケイ素  ０．０３％
残りのパーセンテージは本質的にチタンであり、材料の厚みは約１５０ｍｍであり、第１プラトーは温度約８３０℃（合金のβ変態温度は約８５０℃）で実施され、この温度で約２時間３０分保持され、部品をオーブンから取り出すことなく、かつ第２プラトー温度を得るために再加熱されることなく、温度７７５℃で、第２プラトーが実施され、この温度で約４時間保持される。これらの処理条件で、第１プラトー（４）の終点で、２〜５％の間の量のα相を得ることが可能であり、また第２プラトー（６）の終点で、β型マトリックス（１２）内部に均一に分布した、球状型の一次α相（１１）の量は１０〜１５％である。本発明の最初の２つのプラトーの後で得られた図３の顕微鏡像において、黒で示されるα相（１１）粒子が球形の形状を有し、均一なサイズ及び分布を有することが実際理解されるだろう。
【００３９】
第１プラトー（４）の終点において、室温への、又は第２プラトー６の温度よりも低い温度への冷却を実施することは、本発明に適合しない。実は、その後に第２プラトー（６）の温度に再加熱すべきである、そのような冷却は、ウィドマンステッテン型のα相（先細の形状を有する二次α相）の形成をもたらし、第２プラトー（６）の間、熱処理の後に合金の良好な延性を得るのに必要とされる、等軸球状型の最少量の一次α相の形成を損ねる場合がある。
【００４０】
第１プラトーと第２プラトーとの間の冷却速度（５）は、好ましくは１分あたり１．５℃〜５℃であり、例えば部品を処理オーブンから出すことなく実施される。部品は、その後、オーブン内部で制御されつつ徐々に冷却され、第２プラトー温度（６）に達するまでその設定温度は徐々に又は直ちに下げられる。
【００４１】
非常に低い冷却速度において、良好な機械的性質を得るには好ましくないであろう、一次α相分布の変化が起こることを回避するために、１．５℃／分を超える冷却速度が好ましい。反対に、５℃／分を超える冷却速度は針状のα相の析出を引き起こし、これは破断伸びなどの良好な機械的特性を得るには好ましくない。実は、材料の構造内における過剰な針状α相は、脆性破壊のリスクを高める。
【００４２】
大気中で実施される冷却は、その速度を制御するのが難しく、また多くの場合において、これが部品の温度を非常に低くし、第２プラトー温度への再加熱を必要とすることにつながる可能性があるので、一般的に推奨されない。この加熱は、前述の理由から、回避されるべきであり、オーブン内部での冷却は、本発明を実施するのに有利な解決法である。さらに、オーブンから部品を取り出すことによる空気中での冷却の実施は、高温での部品の取り扱いを要求するが、これは実現するのが難しい。
【００４３】
第１（４）及び第２（６）プラトーは、好ましくは連続して実施される。
【００４４】
「連続して」とは、第１プラトー（４）から第２処理プラトー（６）への移行が、第１プラトー（４）温度と比較して低いか、又は高いであろう中間温度の保持を行うことなく、第１プラトー（４）から第２プラトー（６）への移行のための冷却（５）の間温度を徐々に下げることによって、実行されることを意味する。
【００４５】
良好な機械的特性を保持するのに好ましくない、中間のプラトーの間の一次α相の分布の変化の発生を回避するために、２つのプラトーを連続して、結果的にそれらを分離する徐冷を伴って、実施することが好ましい。
【００４６】
第２プラトー（６）に続く冷却（７）は、好ましくは１分あたり５℃〜１５０℃の速度で、室温まで実施される。例えば、これは処理オーブンから部品を取り出した後に実施される空気中の冷却である。
【００４７】
部品の表面と内部との間の非常に不均一な硬化を回避して、冷却の間の欠陥（表面クラック）のリスクを回避するために、第２プラトーに続く冷却速度は１分あたり１５０℃未満であることが好ましい。
【００４８】
その間に析出硬化が起こる、その後の焼き戻し処理に対する均一な応答を見込むため、１分あたり少なくとも５℃の速度が好ましい。
【００４９】
第３プラトー（９）は、この種の合金に対して現在実施されるような、いわゆるエージングプラトーであり、その目的はα相の析出によって合金を硬化することである。
【００５０】
チタン合金は第３プラトー（９）温度で６〜１０時間、好ましくは約８時間保持される。この第３プラトー（９）の後得られる微細構造が図４に示される。
【００５１】
本発明による熱処理の終点において、合金Ｔｉ  ５−５−５−３の機械的性質は等方性であり、従来の熱処理で得られたＴｉ  ５−５−５−３合金の部品の機械的性質と比較して改善されていた。本発明による熱処理によって、Ｔｉ  ５−５−５−３の部品の引張強度及び延性を顕著に改善することができた。試験された部品において、１，２９０ＭＰａを超えるＲｍ値、５％を超える伸び値「Ａ」、及び１５％を超える圧縮値「Ｚ」が実際に得られた。
【００５２】
比較として、従来の処理の後、同じ部品に関して１，２３０ＭＰａ〜１，３６０ＭＰａの非常に分散したＲｍ値が得られる。伸び値も非常に分散しており、０．７〜６．８％の間である。本発明による処理で、高いＲｍ及びさらに分散したＲｍ、１，２６０〜１，３００ＭＰａ、及び同様に高くかつ分散が少ない伸び、５〜７．５％を得ることが可能である。一般的に、本発明による処理で、Ｒｍに関して１，２６０ＭＰａ、及びＡに関して５％の最小値を保証することが可能であり、一方で従来の処理はこれらの最小値を保証することができない。
【００５３】
本発明の効果は大型の部品、すなわち厚み又は直径が１００ｍｍを超える部品において特に顕著である。
【００５４】
合金が本発明に従って処理されると、従来技術の慣例どおりに最終製品を得るために仕上げ工程が継続される。
【符号の説明】
【００５５】
１  α相の粒子
２  合金の微細構造
３  加熱
４  第１プラトー
５  冷却
６  第２プラトー
７  冷却
９  第３プラトー
１０  冷却
１１  一次α相
１２  合金の微細構造
【図１】
2012514129.tif 000003
【図２】
2012514129.tif 000004
【図３】
2012514129.tif 000005
【図４】
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【国際調査報告】
2012514129.tif 000007
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2012514129.tif 000014