JPH0790526A - β型Ｔｉ合金溶接部の熱処理方法 - Google Patents
β型Ｔｉ合金溶接部の熱処理方法Info
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- JPH0790526A JPH0790526A JP23973293A JP23973293A JPH0790526A JP H0790526 A JPH0790526 A JP H0790526A JP 23973293 A JP23973293 A JP 23973293A JP 23973293 A JP23973293 A JP 23973293A JP H0790526 A JPH0790526 A JP H0790526A
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- Japan
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- welding
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、β型Ｔｉ合金溶接部において延性
の低下を抑制し、かつ高強度の溶接部を同時に確保する
ための熱処理による機械的特性の改善方法に関する。 【構成】 重量％で、Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ
ｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有するβ型Ｔ
ｉ合金同士を共金系のβ型Ｔｉ合金溶接材料を用いて作
製された溶接部、あるいは該β型Ｔｉ合金同士を溶接材
料を用いない溶融溶接により作製された溶接部を８００
〜８５０℃で１０分〜１時間の溶体化処理を行った後、
１００℃／ｓｅｃで２００℃以下まで冷却し、その後５
００〜５５０℃で８〜１２時間の時効処理を行う。
の低下を抑制し、かつ高強度の溶接部を同時に確保する
ための熱処理による機械的特性の改善方法に関する。 【構成】 重量％で、Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ
ｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有するβ型Ｔ
ｉ合金同士を共金系のβ型Ｔｉ合金溶接材料を用いて作
製された溶接部、あるいは該β型Ｔｉ合金同士を溶接材
料を用いない溶融溶接により作製された溶接部を８００
〜８５０℃で１０分〜１時間の溶体化処理を行った後、
１００℃／ｓｅｃで２００℃以下まで冷却し、その後５
００〜５５０℃で８〜１２時間の時効処理を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、β型Ｔｉ合金溶接部の
機械的性質の中でも特に、強度と延性を同時に改善する
方法に関するものである。
機械的性質の中でも特に、強度と延性を同時に改善する
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】β型Ｔｉ合金は、溶体化状態で優れた冷
間加工性を有し、さらに、溶体化処理後、時効処理を施
すことにより高強度が得られるため、次世代の宇宙航空
材料として注目されている。例えば、「鉄と鋼」７２−
６，（１９８６）に示されているように、β変態点直上
の低温β域（約８００〜８５０℃）で溶体化処理した後
急冷し、約５００℃で時効処理を行うことにより、高強
度化がなされている。しかし、高強度を得るには長時間
の時効が必要であるため、最近では、「鉄と鋼」７７−
１，（１９９１）に示されているように、溶体化処理し
たものに冷間加工を施した後、時効処理を行ったり、低
温と高温の二段階の時効処理を行い、効率化が図られて
いる。しかしながら、β型Ｔｉ合金の溶接部は、上述の
時効処理により高強度化された母材を再度溶融するた
め、溶接部の強度は母材よりも低くなり、溶接構造物と
してほとんど使用されていない。
間加工性を有し、さらに、溶体化処理後、時効処理を施
すことにより高強度が得られるため、次世代の宇宙航空
材料として注目されている。例えば、「鉄と鋼」７２−
６，（１９８６）に示されているように、β変態点直上
の低温β域（約８００〜８５０℃）で溶体化処理した後
急冷し、約５００℃で時効処理を行うことにより、高強
度化がなされている。しかし、高強度を得るには長時間
の時効が必要であるため、最近では、「鉄と鋼」７７−
１，（１９９１）に示されているように、溶体化処理し
たものに冷間加工を施した後、時効処理を行ったり、低
温と高温の二段階の時効処理を行い、効率化が図られて
いる。しかしながら、β型Ｔｉ合金の溶接部は、上述の
時効処理により高強度化された母材を再度溶融するた
め、溶接部の強度は母材よりも低くなり、溶接構造物と
してほとんど使用されていない。
【０００３】また、溶接部に再度時効処理を施すと、強
度は母材と同等まで回復するが、延性が著しく低下す
る。そこで、β型Ｔｉ合金溶接部の機械的特性の改善方
法としては、特開昭６３−２４２４８９号公報に開示さ
れているように所定量のＹまたはＢを添加した溶接材料
で溶接する方法、特開昭６３−１９９８５４号公報に開
示されているように溶接部をβ変態点以下の温度で加工
熱処理する方法、特開平２−１２７９８１号公報に開示
されているようにα＋β型Ｔｉ合金成分の溶接材料で溶
接する方法、特開平２−１２７９８０号公報に開示され
ているように溶接部に時効処理を施す方法、などが示さ
れている。しかしながら、これらの方法は、溶接部の延
性あるいは靭性のみを改善する方法であり、溶接部の強
度を同時に向上させるものではない。
度は母材と同等まで回復するが、延性が著しく低下す
る。そこで、β型Ｔｉ合金溶接部の機械的特性の改善方
法としては、特開昭６３−２４２４８９号公報に開示さ
れているように所定量のＹまたはＢを添加した溶接材料
で溶接する方法、特開昭６３−１９９８５４号公報に開
示されているように溶接部をβ変態点以下の温度で加工
熱処理する方法、特開平２−１２７９８１号公報に開示
されているようにα＋β型Ｔｉ合金成分の溶接材料で溶
接する方法、特開平２−１２７９８０号公報に開示され
ているように溶接部に時効処理を施す方法、などが示さ
れている。しかしながら、これらの方法は、溶接部の延
性あるいは靭性のみを改善する方法であり、溶接部の強
度を同時に向上させるものではない。
【０００４】さらに、特開昭６２−１６７８６６号公報
にはα＋β型Ｔｉ合金溶接部を溶体化処理した後、時効
処理を施す方法が示されているが、これは溶接部の高硬
度化が目的であり、強度かつ延性の改善方法には適用で
きない。
にはα＋β型Ｔｉ合金溶接部を溶体化処理した後、時効
処理を施す方法が示されているが、これは溶接部の高硬
度化が目的であり、強度かつ延性の改善方法には適用で
きない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、β型Ｔｉ合
金溶接部において延性の低下を抑制し、かつ高強度の溶
接部を同時に確保するための熱処理による機械的特性の
改善方法を提供することを目的とするものである。
金溶接部において延性の低下を抑制し、かつ高強度の溶
接部を同時に確保するための熱処理による機械的特性の
改善方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述の課
題を解決するために、β型Ｔｉ合金溶接部の機械的特性
に及ぼす熱処理条件の影響について系統的に検討を行っ
た。すなわち、ＴＩＧ溶接によって作製した溶接部を温
度及び時間を種々変化させた条件で熱処理した後、引張
り試験を実施した。この結果、下記方法による熱処理を
行うことにより、溶接部の延性の低下を抑制し、かつ高
強度が確保されることを見出した。
題を解決するために、β型Ｔｉ合金溶接部の機械的特性
に及ぼす熱処理条件の影響について系統的に検討を行っ
た。すなわち、ＴＩＧ溶接によって作製した溶接部を温
度及び時間を種々変化させた条件で熱処理した後、引張
り試験を実施した。この結果、下記方法による熱処理を
行うことにより、溶接部の延性の低下を抑制し、かつ高
強度が確保されることを見出した。
【０００７】すなわち、本発明は、重量％で、Ｖ：１
４．０〜１６．０％、Ａｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：
２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基本成分
として含有するβ型Ｔｉ合金同士を、重量％で、Ｖ：１
４．０〜１６．０％、Ａｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：
２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基本成分
として含有する共金系のβ型Ｔｉ合金溶接材料を用いて
作製された溶接部、あるいは該β型Ｔｉ合金同士を溶接
材料を用いない溶融溶接により作製された溶接部を８０
０〜８５０℃で１０分〜１時間の溶体化処理を行った
後、１００℃／ｓｅｃ以上で２００℃以下まで冷却し、
その後５００〜５５０℃で８〜１２時間の時効処理を行
うことにより、溶接部の延性を改善し、かつ高強度が確
保されるようにしたものである。
４．０〜１６．０％、Ａｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：
２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基本成分
として含有するβ型Ｔｉ合金同士を、重量％で、Ｖ：１
４．０〜１６．０％、Ａｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：
２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基本成分
として含有する共金系のβ型Ｔｉ合金溶接材料を用いて
作製された溶接部、あるいは該β型Ｔｉ合金同士を溶接
材料を用いない溶融溶接により作製された溶接部を８０
０〜８５０℃で１０分〜１時間の溶体化処理を行った
後、１００℃／ｓｅｃ以上で２００℃以下まで冷却し、
その後５００〜５５０℃で８〜１２時間の時効処理を行
うことにより、溶接部の延性を改善し、かつ高強度が確
保されるようにしたものである。
【０００８】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
本発明におけるβ型Ｔｉ合金の成分限定理由について述
べる。β型Ｔｉ合金（以下、「Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−
３Ｃｒ−３Ｓｎ合金」という）は、近年開発された代表
的な実用β型Ｔｉ合金の一つであり、他のβ型Ｔｉ合金
に比べて溶接高温割れ感受性が小さく、溶接性が良好な
合金である。したがって、Ｖ：１４．０〜１６．０％、
Ａｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有するβ型Ｔ
ｉ合金と限定した。
本発明におけるβ型Ｔｉ合金の成分限定理由について述
べる。β型Ｔｉ合金（以下、「Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−
３Ｃｒ−３Ｓｎ合金」という）は、近年開発された代表
的な実用β型Ｔｉ合金の一つであり、他のβ型Ｔｉ合金
に比べて溶接高温割れ感受性が小さく、溶接性が良好な
合金である。したがって、Ｖ：１４．０〜１６．０％、
Ａｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有するβ型Ｔ
ｉ合金と限定した。
【０００９】次いで、本発明の合金の熱処理条件につい
て述べる。 （１）８００〜８５０℃で１０分〜１時間保定の後、１
００℃／ｓｅｃ以上で２００℃以下まで冷却する溶体化
処理 Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ合金に対して共
金系溶接材料を用いて溶接した場合、あるいは溶接材料
を用いないで溶融溶接した場合の両者とも、溶接のまま
の溶接金属組織はβ粒が粗大化し、さらに、β粒内では
溶接凝固時のデンドライト状の凝固組織と凝固時の偏析
がそのまま残存している。すなわち、デンドライト境界
にはＶ，Ｃｒ，Ｆｅが濃化し、Ａｌ，Ｓｎが減少してい
る。このような凝固偏析が残存した状態で時効処理を施
すと、微細α粒が不均一に析出するため、延性が低下す
る。
て述べる。 （１）８００〜８５０℃で１０分〜１時間保定の後、１
００℃／ｓｅｃ以上で２００℃以下まで冷却する溶体化
処理 Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ合金に対して共
金系溶接材料を用いて溶接した場合、あるいは溶接材料
を用いないで溶融溶接した場合の両者とも、溶接のまま
の溶接金属組織はβ粒が粗大化し、さらに、β粒内では
溶接凝固時のデンドライト状の凝固組織と凝固時の偏析
がそのまま残存している。すなわち、デンドライト境界
にはＶ，Ｃｒ，Ｆｅが濃化し、Ａｌ，Ｓｎが減少してい
る。このような凝固偏析が残存した状態で時効処理を施
すと、微細α粒が不均一に析出するため、延性が低下す
る。
【００１０】そこで、β変態点以上のβ単相域で保定
し、その後急冷する溶体化処理を行うことにより、溶質
元素の拡散を促進させ、凝固偏析を消滅させる。この場
合、溶体化温度はＴｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓ
ｎ合金のβ変態点（約７６０〜７８０℃）直上の８００
℃以上とし、さらに、８５０℃を超えるとβ粒が粗大化
し、また大気雰囲気熱処理の場合、高温酸化が促進され
機械的特性が劣化する。したがって、溶体化温度を８０
０〜８５０℃に限定した。
し、その後急冷する溶体化処理を行うことにより、溶質
元素の拡散を促進させ、凝固偏析を消滅させる。この場
合、溶体化温度はＴｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓ
ｎ合金のβ変態点（約７６０〜７８０℃）直上の８００
℃以上とし、さらに、８５０℃を超えるとβ粒が粗大化
し、また大気雰囲気熱処理の場合、高温酸化が促進され
機械的特性が劣化する。したがって、溶体化温度を８０
０〜８５０℃に限定した。
【００１１】また、保定時間は、１０分より短くなると
凝固偏析は完全に消滅せず、１時間超の熱処理をしても
凝固偏析を均一化する効果は１０分〜１時間熱処理と同
等であるので、１０分〜１時間に限定した。さらに、冷
却速度は、１００℃／ｓｅｃより小さくなると、冷却中
にα粒が不均一析出し、延性が低下するため、１００℃
／ｓｅｃ以上が必要である。また、２００℃を超える温
度で冷却を停止すると、表面酸化が起こり機械的特性が
劣化するため、２００℃以下まで冷却することとした。
凝固偏析は完全に消滅せず、１時間超の熱処理をしても
凝固偏析を均一化する効果は１０分〜１時間熱処理と同
等であるので、１０分〜１時間に限定した。さらに、冷
却速度は、１００℃／ｓｅｃより小さくなると、冷却中
にα粒が不均一析出し、延性が低下するため、１００℃
／ｓｅｃ以上が必要である。また、２００℃を超える温
度で冷却を停止すると、表面酸化が起こり機械的特性が
劣化するため、２００℃以下まで冷却することとした。
【００１２】（２）５００〜５５０℃で８〜１２時間保
定の時効処理 時効温度が５００℃より低いと微細α粒の他にω相が析
出して硬さが著しく高くなり、延性も低下する。また、
５５０℃を超えるとα粒が針状になり、かつ粗大化する
ため高強度が得られない。したがって、時効温度を５０
０〜５５０℃に限定した。また、保定時間が８時間より
短いと微細α粒の析出が十分ではないため、高強度が得
られず、かつ延性が低下する。一方、１２時間を超えて
も、微細α粒の析出が飽和するため、強度および延性は
８〜１２時間熱処理と同等であるので、保定時間を８〜
１２時間に限定した。
定の時効処理 時効温度が５００℃より低いと微細α粒の他にω相が析
出して硬さが著しく高くなり、延性も低下する。また、
５５０℃を超えるとα粒が針状になり、かつ粗大化する
ため高強度が得られない。したがって、時効温度を５０
０〜５５０℃に限定した。また、保定時間が８時間より
短いと微細α粒の析出が十分ではないため、高強度が得
られず、かつ延性が低下する。一方、１２時間を超えて
も、微細α粒の析出が飽和するため、強度および延性は
８〜１２時間熱処理と同等であるので、保定時間を８〜
１２時間に限定した。
【００１３】
【実施例】本発明を実施例に基いてさらに説明する。実
施例を用いた本発明のβ型Ｔｉ合金板および共金系溶接
材料の化学組成を表１に示す。また、表２に溶接材料を
使用した場合と使用しない場合のＴＩＧ溶接の溶接条件
を示す。β型Ｔｉ合金板に図１（ａ）に示すＶ開先（開
先角度θ：６０゜、ルート間隔ｄ：１〜２ｍｍ、板厚
ｔ）を設け、共金系溶接材料で、表２に示す条件でＴＩ
Ｇ溶接して作製した溶接継手を図１（ｂ）に示す。ま
た、β型Ｔｉ合金板に図２（ａ）に示すＩ開先（ルート
間隔ｄ：１〜２ｍｍ、板厚ｔ）を設け、溶接材料を用い
ないでＴＩＧ溶接した溶接継手を図２（ｂ）に示す。
施例を用いた本発明のβ型Ｔｉ合金板および共金系溶接
材料の化学組成を表１に示す。また、表２に溶接材料を
使用した場合と使用しない場合のＴＩＧ溶接の溶接条件
を示す。β型Ｔｉ合金板に図１（ａ）に示すＶ開先（開
先角度θ：６０゜、ルート間隔ｄ：１〜２ｍｍ、板厚
ｔ）を設け、共金系溶接材料で、表２に示す条件でＴＩ
Ｇ溶接して作製した溶接継手を図１（ｂ）に示す。ま
た、β型Ｔｉ合金板に図２（ａ）に示すＩ開先（ルート
間隔ｄ：１〜２ｍｍ、板厚ｔ）を設け、溶接材料を用い
ないでＴＩＧ溶接した溶接継手を図２（ｂ）に示す。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】これらの溶接継手を８００℃で３０分の溶
体化処理を行った後、３００℃／ｓｅｃで室温まで冷却
し、その後４５０〜６００℃で２〜２４時間の時効処理
を施したもの（溶体化処理あり）と、溶接のままの溶接
継手を４５０〜６００℃で２〜２４時間の時効処理を施
したもの（溶体化処理なし）について、ひずみ速度１．
０４×１０-4／ｓｅｃで引張り試験を実施した。その結
果を、表３に示す。
体化処理を行った後、３００℃／ｓｅｃで室温まで冷却
し、その後４５０〜６００℃で２〜２４時間の時効処理
を施したもの（溶体化処理あり）と、溶接のままの溶接
継手を４５０〜６００℃で２〜２４時間の時効処理を施
したもの（溶体化処理なし）について、ひずみ速度１．
０４×１０-4／ｓｅｃで引張り試験を実施した。その結
果を、表３に示す。
【００１７】
【表３】
【００１８】表３から分るように、溶接材料の使用の有
無にかかわらず、４５０℃の時効処理では溶体化処理の
有無に関係なく、破断伸びはほとんどなく延性は著しく
低下している。また、６００℃の時効処理では溶体化処
理の有無に関係なく、引張り強度は溶接のままとほぼ同
程度で高強度を得ることはできない。一方，５００〜５
５０℃時効では、溶体化処理の有無に関係なく、強度は
上昇しているが、溶体化処理を施さないものは破断伸び
がほとんどなく、延性は低下している。しかし、溶体化
処理を施したものは破断伸びが８時間以上の時効処理で
大きくなり、延性が改善されている。
無にかかわらず、４５０℃の時効処理では溶体化処理の
有無に関係なく、破断伸びはほとんどなく延性は著しく
低下している。また、６００℃の時効処理では溶体化処
理の有無に関係なく、引張り強度は溶接のままとほぼ同
程度で高強度を得ることはできない。一方，５００〜５
５０℃時効では、溶体化処理の有無に関係なく、強度は
上昇しているが、溶体化処理を施さないものは破断伸び
がほとんどなく、延性は低下している。しかし、溶体化
処理を施したものは破断伸びが８時間以上の時効処理で
大きくなり、延性が改善されている。
【００１９】
【発明の効果】本発明により、β型Ｔｉ合金溶接部の延
性を改善し、かつ高強度の溶接部を得ることができる。
性を改善し、かつ高強度の溶接部を得ることができる。
【図１】本発明における溶接材料を用いた場合の溶接部
の断面図で（ａ）は開先形状、（ｂ）は溶接後の状態を
示す。
の断面図で（ａ）は開先形状、（ｂ）は溶接後の状態を
示す。
【図２】本発明における溶接材料を用いない場合の溶接
部の断面図で（ａ）は開先形状、（ｂ）は溶接後の状態
を示す。
部の断面図で（ａ）は開先形状、（ｂ）は溶接後の状態
を示す。
１，２ Ｔｉ合金板 ３，４，５，６，７ ビード
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 14/00 Ｚ // Ｂ２３Ｋ 103:14
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ
ｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有するβ型Ｔ
ｉ合金同士を、重量％で、Ｖ：１４．０〜１６．０％、
Ａｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有する共金系
のβ型Ｔｉ合金溶接材料を用いて作製された溶接部を８
００〜８５０℃で１０分〜１時間の溶体化処理を行った
後、１００℃／ｓｅｃ以上で２００℃以下まで冷却し、
その後５００〜５５０℃で８〜１２時間の時効処理を行
うことを特徴とするβ型Ｔｉ合金溶接部の熱処理方法。 - 【請求項２】重量％で、Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ
ｌ：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有するβ型Ｔ
ｉ合金同士を、溶接材料を用いない溶融溶接により作製
された溶接部を８００〜８５０℃で１０分〜１時間の溶
体化処理を行った後、１００℃／ｓｅｃ以上で２００℃
以下まで冷却し、その後５００〜５５０℃で８〜１２時
間の時効処理を行うことを特徴とするβ型Ｔｉ合金溶接
部の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23973293A JPH0790526A (ja) | 1993-09-27 | 1993-09-27 | β型Ｔｉ合金溶接部の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23973293A JPH0790526A (ja) | 1993-09-27 | 1993-09-27 | β型Ｔｉ合金溶接部の熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790526A true JPH0790526A (ja) | 1995-04-04 |
Family
ID=17049112
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23973293A Withdrawn JPH0790526A (ja) | 1993-09-27 | 1993-09-27 | β型Ｔｉ合金溶接部の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0790526A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101966631B (zh) | 2009-07-28 | 2012-08-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种适用于520°c以上高温钛合金焊接用低成本钛合金焊丝 |
| CN106695064A (zh) * | 2015-11-13 | 2017-05-24 | 中国科学院金属研究所 | 一种优化亚稳态钛合金强韧性匹配的方法 |
| CN110551956A (zh) * | 2019-07-03 | 2019-12-10 | 西北工业大学 | 一种tc4钛合金的加工方法 |
| CN112872644A (zh) * | 2021-02-24 | 2021-06-01 | 沈阳中钛装备制造有限公司 | β型钛合金焊接方法 |
| KR20250078168A (ko) * | 2023-11-24 | 2025-06-02 | 한국생산기술연구원 | 상온 및 고온에서 물성이 우수한 합금 용접부 3단 열처리 방법 및 이 방법으로 열처리된 합금 용접부를 포함하는 합금 |
| KR20250078169A (ko) * | 2023-11-24 | 2025-06-02 | 한국생산기술연구원 | 합금 용접부의 베타 열처리 방법 및 이 방법으로 열처리된 합금 용접부를 포함하는 합금 |
-
1993
- 1993-09-27 JP JP23973293A patent/JPH0790526A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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