JP2000212675A - マグネシウム合金およびその鍛造方法 - Google Patents
マグネシウム合金およびその鍛造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 マグネシウム合金は塑性加工し難く鍛造成形
し難いため、薄肉成形性と偏肉成形性を両立する成形方
法がなかった。 【解決手段】 リチウムを６〜１０．５重量％含有する
マグネシウム合金において、内部歪を付与し、その後、
２００〜３００℃で３０分〜２時間熱処理を行い析出し
ているα相を球状分散化することで、鍛造成形性がよく
なり、鍛造成形可能となった。
し難いため、薄肉成形性と偏肉成形性を両立する成形方
法がなかった。 【解決手段】 リチウムを６〜１０．５重量％含有する
マグネシウム合金において、内部歪を付与し、その後、
２００〜３００℃で３０分〜２時間熱処理を行い析出し
ているα相を球状分散化することで、鍛造成形性がよく
なり、鍛造成形可能となった。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鍛造成形性に優れ
たマグネシウム合金およびその鍛造方法に関するもので
ある。
たマグネシウム合金およびその鍛造方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】マグネシウム合金は、実用合金の中で最
も軽く、樹脂材料に代わる材料として、近年、電子機器
筐体等に採用されている。一般的に使用されているマグ
ネシウム合金は、ｈｃｐ結晶構造のマグネシウムα相
（以下α相と称す）であるため塑性加工が難しく、成形
方法としては、ダイキャスト法、チクソキャスト法、熱
間プレス法などが採用されており、さらに、特開平９―
４１０６６号公報には冷間プレス加工可能なリチウムを
添加したマグネシウム合金が提案されている。
も軽く、樹脂材料に代わる材料として、近年、電子機器
筐体等に採用されている。一般的に使用されているマグ
ネシウム合金は、ｈｃｐ結晶構造のマグネシウムα相
（以下α相と称す）であるため塑性加工が難しく、成形
方法としては、ダイキャスト法、チクソキャスト法、熱
間プレス法などが採用されており、さらに、特開平９―
４１０６６号公報には冷間プレス加工可能なリチウムを
添加したマグネシウム合金が提案されている。
【０００３】しかし、ダイキャスト法、チクソキャスト
法等の射出成形法では、薄肉化に対応し難く、また、成
形後に、バリ取り、表面仕上などの２次加工が必要であ
るため、生産効率が悪い。また、熱間プレス等のプレス
加工では、偏肉構造をとることができず、部分的に強度
が必要な場合でも全体を厚く設定いなければならず、ま
た、ボス等の機構部を作り込むことができないため、適
用用途も限られていた。さらには、一部でマグネシウム
合金の鍛造も実用化されているが、加工温度が３５０〜
４００℃以上必要であり、また、一回の鍛造での変形率
は小さく複数回の鍛造が必要となり、薄肉の、例えば、
電子機器の筐体の様な形状を成形するのは難しかった。
法等の射出成形法では、薄肉化に対応し難く、また、成
形後に、バリ取り、表面仕上などの２次加工が必要であ
るため、生産効率が悪い。また、熱間プレス等のプレス
加工では、偏肉構造をとることができず、部分的に強度
が必要な場合でも全体を厚く設定いなければならず、ま
た、ボス等の機構部を作り込むことができないため、適
用用途も限られていた。さらには、一部でマグネシウム
合金の鍛造も実用化されているが、加工温度が３５０〜
４００℃以上必要であり、また、一回の鍛造での変形率
は小さく複数回の鍛造が必要となり、薄肉の、例えば、
電子機器の筐体の様な形状を成形するのは難しかった。
【０００４】このような課題を解決するために、特公平
７―１２２１１１号公報等には超塑性を有するリチウム
を添加したマグネシウム合金が提案されている。
７―１２２１１１号公報等には超塑性を有するリチウム
を添加したマグネシウム合金が提案されている。
【０００５】マグネシウムにリチウムを添加すると、そ
の添加量が６重量％以上でｂｃｃの結晶構造を持つリチ
ウムβ相（以下β相と称す）が晶出し始め、１０．５重
量％までは、α相とβ相の共晶組織となる。さらに、１
０．５重量％を超えてリチウムを添加すると、β相単相
の均一固溶体となる。このβ相は、冷間で塑性加工も容
易なため、β相の晶出に伴い、著しく加工性が改善され
る。上記公告公報では、変形温度３５０℃、歪速度４×
１０-5〜４×１０-1／ｓにおいて、数百％の伸びを示し
ている。
の添加量が６重量％以上でｂｃｃの結晶構造を持つリチ
ウムβ相（以下β相と称す）が晶出し始め、１０．５重
量％までは、α相とβ相の共晶組織となる。さらに、１
０．５重量％を超えてリチウムを添加すると、β相単相
の均一固溶体となる。このβ相は、冷間で塑性加工も容
易なため、β相の晶出に伴い、著しく加工性が改善され
る。上記公告公報では、変形温度３５０℃、歪速度４×
１０-5〜４×１０-1／ｓにおいて、数百％の伸びを示し
ている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記公告公報
では、超塑性の発現は高温に限られており、また、肉の
流動の少ない引張り変形時の伸び特性で且つ歪速度も遅
いため、肉の流動の大きい鍛造成形には結び付けること
はできなかった。
では、超塑性の発現は高温に限られており、また、肉の
流動の少ない引張り変形時の伸び特性で且つ歪速度も遅
いため、肉の流動の大きい鍛造成形には結び付けること
はできなかった。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題の解決
を目的としてなされたものであって、請求項１記載の発
明は、６〜１０．５重量％のリチウムを含有し、残部が
マグネシウムと不可避の不純物とからなるマグネシウム
合金において、内部歪を付与し、その後、２００〜３０
０℃で３０分〜２時間熱処理を行うことを特徴とするマ
グネシウム合金である。
を目的としてなされたものであって、請求項１記載の発
明は、６〜１０．５重量％のリチウムを含有し、残部が
マグネシウムと不可避の不純物とからなるマグネシウム
合金において、内部歪を付与し、その後、２００〜３０
０℃で３０分〜２時間熱処理を行うことを特徴とするマ
グネシウム合金である。
【０００８】また、請求項２記載の発明は、亜鉛もしく
はアルミニウムを０．５〜３重量％含有することを特徴
とする請求項１記載のマグネシウム合金である。
はアルミニウムを０．５〜３重量％含有することを特徴
とする請求項１記載のマグネシウム合金である。
【０００９】また、請求項３記載の発明は、カルシウ
ム、ジリコニウム、珪素のうち少なくともいずれかを
０．５〜２重量％含有することを特徴とする請求項１或
いは２記載のマグネシウム合金である。
ム、ジリコニウム、珪素のうち少なくともいずれかを
０．５〜２重量％含有することを特徴とする請求項１或
いは２記載のマグネシウム合金である。
【００１０】また、請求項４記載の発明は、前記請求項
１乃至３記載のマグネシウム合金を成形型に装入し、冷
間にて加圧成形することを特徴とするマグネシウム合金
の鍛造方法である。
１乃至３記載のマグネシウム合金を成形型に装入し、冷
間にて加圧成形することを特徴とするマグネシウム合金
の鍛造方法である。
【００１１】また、請求項５記載の発明は、前記請求項
１乃至３記載のマグネシウム合金を１００〜３００℃で
５〜３０分予熱処理し、１００〜３００℃に熱せられた
金型で加圧成形することを特徴とするマグネシウム合金
の鍛造方法である。
１乃至３記載のマグネシウム合金を１００〜３００℃で
５〜３０分予熱処理し、１００〜３００℃に熱せられた
金型で加圧成形することを特徴とするマグネシウム合金
の鍛造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、図をもとに本発明について
詳細に説明する。
詳細に説明する。
【００１３】まず、合金の作製について説明する。
【００１４】
【表１】
【００１５】上記表１に示す合金組成となるように各材
料を秤量し、真空溶解炉に装入し、溶解炉内を１．０×
１０-5ｔｏｒｒに真空排気後、アルゴンガスを導入し、
ほぼ大気圧のアルゴン雰囲気とし、材料を加熱溶解した
後、金型に鋳造し、各組成のインゴットを作製した。溶
解には鉄製のルツボを用いた。
料を秤量し、真空溶解炉に装入し、溶解炉内を１．０×
１０-5ｔｏｒｒに真空排気後、アルゴンガスを導入し、
ほぼ大気圧のアルゴン雰囲気とし、材料を加熱溶解した
後、金型に鋳造し、各組成のインゴットを作製した。溶
解には鉄製のルツボを用いた。
【００１６】次に、各インゴットを１５ｍｍの厚さに切
り出し、１０ｍｍの厚さまで圧延することにより内部歪
を付与した。その後、上記に示したアルゴン雰囲気中で
２００℃、１時間の熱処理を施した。この熱処理後のサ
ンプルを２０ｍｍ×２０ｍｍ×１０ｍｍｔに切り出し試
験片とした。
り出し、１０ｍｍの厚さまで圧延することにより内部歪
を付与した。その後、上記に示したアルゴン雰囲気中で
２００℃、１時間の熱処理を施した。この熱処理後のサ
ンプルを２０ｍｍ×２０ｍｍ×１０ｍｍｔに切り出し試
験片とした。
【００１７】また、溶製したままの各インゴットを２０
ｍｍ×２０ｍｍ×１０ｍｍｔに切り出し試験片とした。
ｍｍ×２０ｍｍ×１０ｍｍｔに切り出し試験片とした。
【００１８】そして、これらの試験片１を図１に示すよ
うに鍛造プレス機（機械装置全体は図示せず）に装入
し、冷間（室温）にて鍛圧９０ｔで鍛造性の評価を行な
った。
うに鍛造プレス機（機械装置全体は図示せず）に装入
し、冷間（室温）にて鍛圧９０ｔで鍛造性の評価を行な
った。
【００１９】さらに、耐食性を調べるため、それらの試
験片に対して、１重量％食塩水の２４時間浸漬耐食テス
トを実施した。
験片に対して、１重量％食塩水の２４時間浸漬耐食テス
トを実施した。
【００２０】まず、リチウムの量が６％〜１０．５％の
範囲内にあるマグネシウム合金（Ｌ７、Ｌ１０、ＬＺ９
１、ＬＡ９１、ＬＺＣ９１１、ＬＡＣ９１１）の共晶組
織における内部歪の付与および熱処理による鍛造性の実
験結果を表２に示す。
範囲内にあるマグネシウム合金（Ｌ７、Ｌ１０、ＬＺ９
１、ＬＡ９１、ＬＺＣ９１１、ＬＡＣ９１１）の共晶組
織における内部歪の付与および熱処理による鍛造性の実
験結果を表２に示す。
【００２１】
【表２】
【００２２】実施例１〜６は、Ｌ７、Ｌ１０、ＬＺ９
１、ＬＡ９１、ＬＺＣ９１１、ＬＡＣ９１１の各インゴ
ットを圧延による内部歪を付与し、さらに２００℃１時
間の熱処理を施したものであり、比較例１〜６はＬ７、
Ｌ１０、ＬＺ９１、ＬＡ９１、ＬＺＣ９１１、ＬＡＣ９
１１の各インゴットから直接切り出したものである。
１、ＬＡ９１、ＬＺＣ９１１、ＬＡＣ９１１の各インゴ
ットを圧延による内部歪を付与し、さらに２００℃１時
間の熱処理を施したものであり、比較例１〜６はＬ７、
Ｌ１０、ＬＺ９１、ＬＡ９１、ＬＺＣ９１１、ＬＡＣ９
１１の各インゴットから直接切り出したものである。
【００２３】これらの鍛造性を調べた結果、実施例１〜
６のものが鍛造性が良好であったが、比較例１〜６のも
のは若干の割れが見受けられた。
６のものが鍛造性が良好であったが、比較例１〜６のも
のは若干の割れが見受けられた。
【００２４】上記の良好な鍛造性を示す原因を調べるた
め、上記の代表例として、実施例３及び比較例３の共晶
組識のＬＺ９１合金の顕微鏡観察を行った。
め、上記の代表例として、実施例３及び比較例３の共晶
組識のＬＺ９１合金の顕微鏡観察を行った。
【００２５】その結果を図２に示す。ここで、（ａ）は
鋳造したまま、すなわちインゴットのままである圧延前
のミクロ組識を示す模式図（比較例３）であり、（ｂ）
は歪及び熱処理により球状に分裂分散したミクロ組識を
示す模式図（実施例３）である。
鋳造したまま、すなわちインゴットのままである圧延前
のミクロ組識を示す模式図（比較例３）であり、（ｂ）
は歪及び熱処理により球状に分裂分散したミクロ組識を
示す模式図（実施例３）である。
【００２６】この模式図では、圧延前に針状或いはクロ
ス上に晶出していたα相３が、球状に分裂分散している
様子が分かる。針状のα相が合金の塑性変形能を劣化さ
せており、さらに、α相を球状に分裂分散すれば鍛造性
を向上できることがわかった。
ス上に晶出していたα相３が、球状に分裂分散している
様子が分かる。針状のα相が合金の塑性変形能を劣化さ
せており、さらに、α相を球状に分裂分散すれば鍛造性
を向上できることがわかった。
【００２７】以上に示した結果から、共晶組織であるマ
グネシウムリチウム合金において、内部歪の付与と熱処
理によりα相の共晶組織を針状から球状化させることが
でき、鍛造性が良好になることがわかった。
グネシウムリチウム合金において、内部歪の付与と熱処
理によりα相の共晶組織を針状から球状化させることが
でき、鍛造性が良好になることがわかった。
【００２８】ここで、上記のα相の針状から球状への析
出の変化は、実施例１〜６に示すように亜鉛、アルミ等
の強化剤やカルシウム等の結晶微粒化剤添を加え、内部
歪付与及び熱処理を行なった何れのサンプルでも同様の
結果が得られた。
出の変化は、実施例１〜６に示すように亜鉛、アルミ等
の強化剤やカルシウム等の結晶微粒化剤添を加え、内部
歪付与及び熱処理を行なった何れのサンプルでも同様の
結果が得られた。
【００２９】また、ここでは、内部歪の付与は圧延によ
り行なったが、押出し、粗鍛造によっても同様の結果を
確認した。
り行なったが、押出し、粗鍛造によっても同様の結果を
確認した。
【００３０】このことから、内部歪の付与方法には依存
せず、６０％程度の内部歪付与と熱処理により、α相の
球状分散化が可能となることがわかった。
せず、６０％程度の内部歪付与と熱処理により、α相の
球状分散化が可能となることがわかった。
【００３１】次に、上記リチウム添加量７％（実施例
１）あるいは１０％（実施例２）のマグネシウム合金の
比較として、リチウム添加量５％（α相単相）とリチウ
ム添加量１１％（β相単相）のマグネシウム合金を用い
て上記と同様の実験を行った。その結果を表３に示す。
１）あるいは１０％（実施例２）のマグネシウム合金の
比較として、リチウム添加量５％（α相単相）とリチウ
ム添加量１１％（β相単相）のマグネシウム合金を用い
て上記と同様の実験を行った。その結果を表３に示す。
【００３２】
【表３】
【００３３】比較例７、８は、Ｌ５、Ｌ１１の各インゴ
ットを圧延による内部歪を付与し、さらに２００℃１時
間の熱処理を施したものであり、比較例９、１０は、Ｌ
５、Ｌ１１の各インゴットから直接切り出したものであ
る。
ットを圧延による内部歪を付与し、さらに２００℃１時
間の熱処理を施したものであり、比較例９、１０は、Ｌ
５、Ｌ１１の各インゴットから直接切り出したものであ
る。
【００３４】この結果である比較例７より、合金Ｌ５に
ついては圧延途中で割れが生じた。このことはα相単相
の組成では鍛造には適していないということがいえる。
また、インゴットから直接切り出した状態の比較例９で
も、鍛造を行うと割れが多く、鍛造品としては使用でき
ないことがわかった。
ついては圧延途中で割れが生じた。このことはα相単相
の組成では鍛造には適していないということがいえる。
また、インゴットから直接切り出した状態の比較例９で
も、鍛造を行うと割れが多く、鍛造品としては使用でき
ないことがわかった。
【００３５】さらに、β相単相である合金Ｌ１１につい
ては、比較例８と比較例１０から明らかなように、鍛造
性に関しては良好であるものの、耐食性は悪く、製品と
しては使用できない結果となった。また、比較例８を顕
微鏡観察を行った結果、熱処理により粗大な結晶となっ
ていることがわかった。
ては、比較例８と比較例１０から明らかなように、鍛造
性に関しては良好であるものの、耐食性は悪く、製品と
しては使用できない結果となった。また、比較例８を顕
微鏡観察を行った結果、熱処理により粗大な結晶となっ
ていることがわかった。
【００３６】次に、ＬＺ９１、ＬＡ９１、ＬＺＣ９１
１、ＬＡＣ９１１の各組成の試験片に対して、鍛造時の
材料温度２５０℃、金型温度２５０℃（実施例７〜１
０）、材料温度３５０℃、金型温度２５０℃（比較例１
１、１２）にて鍛圧９０ｔで据え込みテストを行なっ
た。その結果を表４に示す。
１、ＬＡＣ９１１の各組成の試験片に対して、鍛造時の
材料温度２５０℃、金型温度２５０℃（実施例７〜１
０）、材料温度３５０℃、金型温度２５０℃（比較例１
１、１２）にて鍛圧９０ｔで据え込みテストを行なっ
た。その結果を表４に示す。
【００３７】
【表４】
【００３８】上記実施例１〜６の鍛造後の厚さと実施例
７〜１０、比較例１１、１２の比較より鍛造後の厚みが
薄くなっていることがわかる。これは実施例１〜６に示
した冷間での鍛造性に比べ、材料を予熱した場合の方が
鍛造性は良好になり、複雑な表面形状の鍛造にも適応可
能であるといえる。
７〜１０、比較例１１、１２の比較より鍛造後の厚みが
薄くなっていることがわかる。これは実施例１〜６に示
した冷間での鍛造性に比べ、材料を予熱した場合の方が
鍛造性は良好になり、複雑な表面形状の鍛造にも適応可
能であるといえる。
【００３９】また、金型温度を前記２５０℃より低い１
５０℃で同様のテストを行った場合も成形後の厚みは若
干厚くなるが加工可能であり、問題は生じなかった。さ
らに、材料温度を１５０℃、金型温度１５０℃では、材
料温度２５０℃、金型温度１５０℃の場合とほぼ同様の
結果となった。
５０℃で同様のテストを行った場合も成形後の厚みは若
干厚くなるが加工可能であり、問題は生じなかった。さ
らに、材料温度を１５０℃、金型温度１５０℃では、材
料温度２５０℃、金型温度１５０℃の場合とほぼ同様の
結果となった。
【００４０】しかし、比較例１１、１２の結果から、材
料温度を高くしすぎると、材料予熱時に表面酸化が生
じ、材料表面（酸化している部分）の伸びが悪くなり、
鍛造性は劣化することがわかった。この結果でも、面あ
れが生じ、鍛造後の厚みが増加している。よって、材料
予熱条件の上限は３００℃、３０分とするべきである。
料温度を高くしすぎると、材料予熱時に表面酸化が生
じ、材料表面（酸化している部分）の伸びが悪くなり、
鍛造性は劣化することがわかった。この結果でも、面あ
れが生じ、鍛造後の厚みが増加している。よって、材料
予熱条件の上限は３００℃、３０分とするべきである。
【００４１】次に、ＬＺ９１を用いて、金型温度２５０
℃、材料予熱温度２００℃、鍛圧１２０ｔにて、図３に
示すような携帯型電子機器筐体成形品を鍛造した。結果
良好に成形できた。
℃、材料予熱温度２００℃、鍛圧１２０ｔにて、図３に
示すような携帯型電子機器筐体成形品を鍛造した。結果
良好に成形できた。
【００４２】
【発明の効果】以上説明したように、請求項１記載の発
明では、６〜１０．５重量％のリチウムを含有し、残部
がマグネシウムと不可避の不純物とからなるマグネシウ
ム合金において、内部歪を付与し、その後、２００〜３
００℃で３０分〜２時間熱処理を行うことにより、変形
能の低いα相を球状に分裂分散することができ、優れた
鍛造性を得ることができる。
明では、６〜１０．５重量％のリチウムを含有し、残部
がマグネシウムと不可避の不純物とからなるマグネシウ
ム合金において、内部歪を付与し、その後、２００〜３
００℃で３０分〜２時間熱処理を行うことにより、変形
能の低いα相を球状に分裂分散することができ、優れた
鍛造性を得ることができる。
【００４３】また、請求項２記載の発明では、亜鉛もし
くはアルミニウムを０．５〜３重量％をさらに含有する
ことにより、優れた鍛造性を保ったまま、強度を向上す
ることができる。
くはアルミニウムを０．５〜３重量％をさらに含有する
ことにより、優れた鍛造性を保ったまま、強度を向上す
ることができる。
【００４４】また、請求項３記載の発明では、微細化剤
としてカルシウム、ジルコニウム、珪素のうち少なくと
もいずれかを０．５〜２重量％含有することにより、α
相を微細化でき、鍛造性を向上することができる。
としてカルシウム、ジルコニウム、珪素のうち少なくと
もいずれかを０．５〜２重量％含有することにより、α
相を微細化でき、鍛造性を向上することができる。
【００４５】また、請求項４記載の発明では、上述の様
にして得られた本発明の鍛造性に優れたマグネシウム合
金は、冷間においても良好に鍛造成形できる。
にして得られた本発明の鍛造性に優れたマグネシウム合
金は、冷間においても良好に鍛造成形できる。
【００４６】また、請求項５記載の発明では、本発明の
鍛造性に優れたマグネシウム合金を、１００〜３００℃
で５〜３０分予熱処理し、金型温度１００〜３００℃で
加圧成形することにより、より鍛造成形し難い形状、例
えば、より薄肉の成形品についても、鍛造成形すること
ができる。
鍛造性に優れたマグネシウム合金を、１００〜３００℃
で５〜３０分予熱処理し、金型温度１００〜３００℃で
加圧成形することにより、より鍛造成形し難い形状、例
えば、より薄肉の成形品についても、鍛造成形すること
ができる。
【図１】本発明による据え込み鍛造テストを示す模式図
である。
である。
【図２】本発明の熱処理による組識の変化を示す模式図
である。
である。
【図３】本発明の鍛造により成形した鍛造成形品を示す
模式図である。
模式図である。
１ マグネシウム合金鍛造試験片 ２ 据え込みテスト用平坦金型 ３ マグネシウムα相 ４ リチウムβ相
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ｚ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ (72)発明者 浅井 重美 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内 Ｆターム(参考） 4E087 AA10 BA01 BA03 CA11 CA33 CB01 CB03 CB04 DB11 DB15 DB22 EC12 EC22 EC46 ED12
Claims (5)
- 【請求項１】 ６〜１０．５重量％のリチウムを含有
し、残部がマグネシウムと不可避の不純物とからなるマ
グネシウム合金において、内部歪を付与し、その後、２
００〜３００℃で３０分〜２時間熱処理を行うことを特
徴とするマグネシウム合金。 - 【請求項２】 亜鉛もしくはアルミニウムを０．５〜３
重量％含有することを特徴とする請求項１記載のマグネ
シウム合金。 - 【請求項３】 カルシウム、ジリコニウム、珪素のうち
少なくともいずれかを０．５〜２重量％含有することを
特徴とする請求項１或いは２記載のマグネシウム合金。 - 【請求項４】 前記請求項１乃至３記載のマグネシウム
合金を成形型に装入し、冷間にて加圧成形することを特
徴とするマグネシウム合金の鍛造方法。 - 【請求項５】 前記請求項１乃至３記載のマグネシウム
合金を１００〜３００℃で５〜３０分予熱処理し、１０
０〜３００℃に熱せられた金型で加圧成形することを特
徴とするマグネシウム合金の鍛造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01122799A JP3523512B2 (ja) | 1999-01-20 | 1999-01-20 | マグネシウム合金の鍛造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01122799A JP3523512B2 (ja) | 1999-01-20 | 1999-01-20 | マグネシウム合金の鍛造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000212675A true JP2000212675A (ja) | 2000-08-02 |
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