日本金属学会誌第 71 巻第 1 号 (2007) 高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 1 小川俊文 1 木村健治 2, 2 古賀康子 2, 2 春山繁之 1 恵良秀則 2 岸武勝彦 3 1 福岡県工業技術センター 2 九州工業大学 3 大阪産業大学 J. Japan In

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きゅういちささおか
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1 日本金属学会誌第 71 巻第 1 号 (2007) 高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 1 小川俊文 1 木村健治 2, 2 古賀康子 2, 2 春山繁之 1 恵良秀則 2 岸武勝彦 3 1 福岡県工業技術センター 2 九州工業大学 3 大阪産業大学 J. Japan Inst. Metals, Vol. 71, No. 1 (2007), pp The Japan Institute of Metals Structure and Tensile Properties of High Purity Al Si Hypo Eutectic Alloy Toshifumi Ogawa 1,KenjiKimura 2, 2,YasukoKoga 2, 2,ShigeyukiHaruyama 1, Hidenori Era 2 and Katsuhiko Kishitake 3 1 Fukuoka Industrial of Technology Center, Kitakyushu Kyushu Institute of Technology, Kitakyushu Osaka Sangyo University, Daitoh Structure and tensile properties of a high purity Al Si hypo eutectic alloy, which was H Alloy of mass purity, have been investigated comparing with a conventional one which was L Alloy of mass purity. Although the base structure in both of the alloys was composed of proeutectic a phase and eutectic structure, the eutectic structure of H Alloy was finer than that of L Alloy. Coarse crystals of plate like silicon were observed in L Alloy, while was not observed in H Alloy.Basedonthe results of Brinell Hardness Test on the solidification structure, it was found that there was little difference of the hardness between the both alloys. Tensile tests were also performed in an atmosphere at room temperature. The elongation of H Alloy was twiceaslargeasthatofl Alloy, though the tensile strength of L Alloy and H Alloy were almost the same. Al Fe Si system compounds were observed at the interface between a phase and eutectic silicon in L Alloy. (Received August 14, 2006; Accepted October 31, 2006) Keywords: aluminum silicon hypo eutectic alloy, purity, eutectic structure, elongation, tensile strength, aluminum iron silicon system compounds 1. 緒言近年, 自動車等の輸送機器において, 軽量化を通して省エネルギーと排ガス削減を図るため, アルミニウム合金材料が積極的に使用されるようになってきた. しかし, いっそうの軽量化を図るためにこれまで使われていなかった箇所, 例えばボディ部品や足回り部品などの重要保安部品などへアルミニウム合金鋳物の適用が進められてきており, より高機能高性能で確固たる信頼性を持ったアルミニウム合金材料が要求されている. このような期待に応えるため, アルミニウム合金鋳物の機械的特性に関する研究は, 鋳造条件 1), 冷却速度 2), 熱処理 3 5), 改良処理 6), 不純物元素 7), 組織鋳造欠陥 8), 介在物 9), 水素や酸素の含有量 9,10) の影響などに注目していろいろな視点に基づいて行われてきている. しかし, 不純物の低減を積極的に利用したアルミニウム合金鋳物の機械的特性に関する研究はまだ少ない. また, 今後はリサイクル 1 2 Mater. Trans. 46(2005) に掲載九州工業大学大学院生 (Graduate Student, Kyushu Institute of Technology) 性が一層強く要求されることから, リサイクルしやすい単純組成の金属材料の開発が望まれている. 筆者らは, アルミニウム合金鋳物である AC4CH について主用合金元素である Si と Mg 以外の元素を低減させることで, 引張強さを著しく低下させることなく伸びを大幅に向上させることができる可能性があることを報告した 7). しかし, その伸び向上のメカニズムについては解明されていない. また,Al Si 系合金の機械的性質は共晶の凝固組織に依存すると言われている 11). そこで本研究では, 高純度 Al Si 亜共晶合金と比較材として低純度 Al Si 亜共晶合金を溶製し, その凝固組織と引張特性に及ぼす純度の影響につて検討することにした. 2. 実験方法純度の異なる 2 種類の Al Si 亜共晶合金 ( 以降, 低純度合金 L 合金, 高純度合金 H 合金とする ) を準備した. 原材料として,L 合金には, 純度 99.7 mass の純アルミニウムを,H 合金には, 純度 mass の高純度アルミニウムを用いた. また, 両合金とも純度 mass の粒状純シリコンを用いた. 溶解は, コールドクルーシブル溶解炉 ( 富

第 1 号高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 121 士電機ファーネス株製 ) で行った. この溶解炉は水冷銅るつぼで材料を高周波溶解するため, るつぼから溶湯への不純物の混入がない. またチャンバー内を一度ロータリーポンプにより 10-1 Pa 台まで真空排気した後, 高純度アルゴンガスに置換して溶解を行ったので, 雰囲気から溶湯への不純物混入もほとんどない.

2 第 1 号高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 121 士電機ファーネス株製 ) で行った. この溶解炉は水冷銅るつぼで材料を高周波溶解するため, るつぼから溶湯への不純物の混入がない. またチャンバー内を一度ロータリーポンプにより 10-1 Pa 台まで真空排気した後, 高純度アルゴンガスに置換して溶解を行ったので, 雰囲気から溶湯への不純物混入もほとんどない. したがって, 原材料の純度をほぼ維持した状態のインゴットを溶製することができる. 溶解重量は, るつぼ容積の制約上約 500 g であり, るつぼ中に原材料をすべて入れてから溶解を行った. 溶解条件は最高出力 90 kw, 合計溶解時間は 20 分間とした. 出力 OFF 後, 溶湯はそのまま水冷銅るつぼ中で凝固させた. るつぼ底の形状がすり鉢状になっているため, インゴットは, 中心が引けて凹んだ直径 60 mm, 長さ 90 mm 程度のドングリのような形状である. 各試験片は, インゴット中心の引け巣周辺と外側の急冷部分を除いた部分, すなわち組織が均質な部分から切り出した. JIS H 5202 で規定されている 11 元素と改良処理元素である Ca,Na,P,Sb,Srについて湿式分析を行いインゴットの純度を求めた. 凝固組織の比較は, 光学顕微鏡で観察を行い,X 線回折 (XRD) 測定と電子線マイクロアナライザー (EPMA) 分析を行った. 純度の違いが硬さに影響を及ぼすかを調べるために硬さ試験を行った. 室温大気中において, ひずみ速度 s -1 で引張試験を行った. 引張試験後, 破断面をエネルギー分散型 X 線検出器付走査型電子顕微鏡 (SEM EDS) により観察分析を行った. また,a 相 / 共晶 Si 界面についてエネルギー分散型 X 線検出器付透過型電子顕微鏡 (TEM EDS) を用いて, 観察分析を行った. 3. 実験結果および考察 3.1 成分と純度の比較溶製したインゴットの成分分析の結果を Table 1 に示す. Si は重量法で, その他の元素は ICP 発光分光分析法 ( 定量限 Table 1 Chemical composition of alloys. L Alloy H Alloy Cu Si Mg Zn <0.001 Fe Mn <0.001 Ni Ti <0.001 Pb Sn Cr <0.001 <0.001 Ca Na <0.001 <0.001 P <0.001 <0.001 Sb <0.001 <0.001 Sr <0.001 <0.001 Al bal. bal. (unit: mass ) Fig. 1 Optical microscope images of solidification structure, (a) and (b): L Alloy, (c) and (d): H Alloy.

122 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻界 10 mass ppm) で行った.L 合金と H 合金の Si 含有量はほぼ同じで, 両合金とも亜共晶合金であることが確認された. L 合金には,H 合金よりも Cu と Fe が多く含有されていた. 両合金で改良処理元素である Ca が 10 mass ppm 含有されていたが, その他の改良処理元素は定量限界であった.

初晶の a 相デンドライトは,H 合金に比べて L 合金の方が,1 次枝が短く a 相デンドライト全体が太めであった. このことから, 純度が高くなると 1 次枝がより優先的に成長するためデンドライトセルの成長が小さくなると考えられる. また, 高倍率の写真 Fig. 1(b) と (d) からは,H 合金の共晶組織が L 合金の共晶組織よりも微細であることがわかった.

3 122 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻界 10 mass ppm) で行った.L 合金と H 合金の Si 含有量はほぼ同じで, 両合金とも亜共晶合金であることが確認された. L 合金には,H 合金よりも Cu と Fe が多く含有されていた. 両合金で改良処理元素である Ca が 10 mass ppm 含有されていたが, その他の改良処理元素は定量限界であった. Al と Si 以外の元素を不純物元素と考えて純度を見積もると, L 合金 mass,h 合金 mass となり, 約一桁の差があった. 3.2 凝固組織の比較両合金の凝固組織を Fig. 1 に示す. 低倍率の写真 Fig. 1(a) と (c) を見ると, 両合金は,a 相デンドライトと共晶組織から成っていることがわかる. 初晶の a 相デンドライトは,H 合金に比べて L 合金の方が,1 次枝が短く a 相デンドライト全体が太めであった. このことから, 純度が高くなると 1 次枝がより優先的に成長するためデンドライトセルの成長が小さくなると考えられる. また, 高倍率の写真 Fig. 1(b) と (d) からは,H 合金の共晶組織が L 合金の共晶組織よりも微細であることがわかった. 特に,L 合金では板状 Si 粗大結晶が観察されたが,H 合金では全く観察されなかった. 凝固組織は, 鋳込み温度や冷却速度などの影響を受けることが知られている. しかし,L 合金と H 合金は同じ条件で作製されていることから, これらの条件が両合金間の凝固組織の違いを引き起こしたとは考えられない.Al Si 合金の共晶 Si の形態は, 様々な改良処理元素によって変化することが一般的に知られている 12).AC4CH 合金の共晶 Si は Ca を 11 mass 添加することで微細化されると報告されている 13).Table 1 からわかるように,L 合金と A 合金はいずれも Ca を 10 mass 含有しているので, 共晶 Si の形態は Ca の影響を受けている可能性はある. しかし, 両合金に含有される Ca 量は, 同じである. したがって, この含有 Ca が両合金間の共晶組織の違いの原因とは考えられない.Al Si 共晶合金において, 微量の P が凝固組織に影響を及ぼすこと, そして板状 Si 粗大結晶の生成核として作用することが報告されている 14). そこで,EPMA により L 合金中の P の分析を行った.Fig. 2 に a 相デンドライトと板状 Si 粗大 Fig. 2 (a) Results of SEM observation and line analyses for a phase in L Alloy. (b) Results of SEM observation and line analyses for coarse crystal of plate like silicon in L alloy. (B.G. means back ground level.).

第 1 号高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 123 結晶を線分析した結果を示す.a 相における P の強度レベルは一定であるのに対して (Fig. 2(a)), 板状 Si 粗大結晶の存在領域では P の強度レベルがわずかに高くなっており (Fig. 2(b)), 板状 Si 粗大結晶の中に, 微量の P が存在していることがわかった.

4 第 1 号高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 123 結晶を線分析した結果を示す.a 相における P の強度レベルは一定であるのに対して (Fig. 2(a)), 板状 Si 粗大結晶の存在領域では P の強度レベルがわずかに高くなっており (Fig. 2(b)), 板状 Si 粗大結晶の中に, 微量の P が存在していることがわかった. これらのことから, 微量の P が L 合金と H 合金間の凝固組織の違いを引き起こした要因の一つとして考えられる. L 合金と H 合金間の凝固組織の違いを引き起こす要因をさらに明らかにするためには, 今回定量限界であった改良処理元素の確実な定量分析を行うことや改良処理元素と Fe や Cu のような不純物元素との間の相互作用などを検討することが必要である. 次に,L 合金に多く含有されていた不純物元素が, どのような形態で存在しているのか検討を行った. 光学顕微鏡観察では識別しがたい共晶 Si 以外の相が存在するのか明らかにするため,XRD 測定を行った. その結果を Fig. 3 に示す. H 合金では,Al と Si 以外のピークは検出されなかった. これに対し,L 合金では,Si の第一ピークの高角度側に明瞭な小ピークが検出され,Al,Si 以外の相が存在していることが示唆された.L 合金では H 合金に比べて Fe と Cu が多 Fig. 3 Results of XRD measurement for L Alloy and H Alloy. Fig. 4 Results of mapping analysis by EPMA for L Alloy.

124 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻く含有されていることから (Table 1),Al,Si,Fe,Cuの4 元素いずれかで構成される化合物相の存在が考えられるが, 同定には至らなかった. そこで,L 合金において Fe と Cu が, どのように分布しているのか明らかにするために, EPMA でマッピング分析を行った.L 合金のマッピング分析結果を Fig. 4 に示す.

5 124 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻く含有されていることから (Table 1),Al,Si,Fe,Cuの4 元素いずれかで構成される化合物相の存在が考えられるが, 同定には至らなかった. そこで,L 合金において Fe と Cu が, どのように分布しているのか明らかにするために, EPMA でマッピング分析を行った.L 合金のマッピング分析結果を Fig. 4 に示す. 反射電子像において, 白いコントラスト領域と Fe および Cu のマップ図が一致していることから,Fe と Cu は何らかの化合物として存在していると考えられる. また, 共晶 Si より大きなサイズの化合物は観察されなかった. 今回溶製した合金は,JIS のアルミニウム合金鋳物 AC3A に相当する. 改良処理されていない AC3A の砂型凝固組織において,Fe は針または短冊状の Al Fe Si 系化合物として晶出することが知られている.EPMA マッピング分析の結果を考慮すると, 本研究で用いた L 合金には,Cu を含有した Al Fe Si 系化合物が存在していると考えられる. Fig. 5 Results of tensile test. Fig. 6 Changes in true stress, s, and work hardening, ds/de, asafunctionoftruestrain,e, forl Alloy and H Alloy. Fig. 7 SEM images of fractured surface, (a) and (b): L Alloy, (c) and (d): H Alloy.

第 1 号高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 125 Fig. 8 Results of SEM observation and EDS analysis on hexagonal flat plane in L Alloy. 3.3 硬さと引張特性に及ぼす純度の影響硬さと引張特性の間には, 相関があることが一般に知られている.

ここで引張強さと伸びは,3 回の試験結果の平均値である. 引張強さは,L 合金 193 MPa,H 合金 191 MPa で, ほぼ同じであった. これに対し伸びは,L 合金 7.0,H 合金 13.4 で,H 合金の伸びは,L 合金の約 2 倍であった. 金属材料の伸びは, 硬さの低下にともない大きくなることが知られている.

6 第 1 号高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 125 Fig. 8 Results of SEM observation and EDS analysis on hexagonal flat plane in L Alloy. 3.3 硬さと引張特性に及ぼす純度の影響硬さと引張特性の間には, 相関があることが一般に知られている.Al Si 亜共晶合金の硬さに及ぼす純度の影響を調べるために,L 合金と H 合金においてブリネル硬さ試験を行った.L 合金の硬さは BHW 55,H 合金の硬さは BHW 52 であった. 両合金の硬さに著しい違いが見られなかったことから,Al Si 共晶合金の硬さへの純度の影響は非常に小さいことがわかった. L 合金と H 合金の引張試験結果を Fig. 5 に示す. ここで引張強さと伸びは,3 回の試験結果の平均値である. 引張強さは,L 合金 193 MPa,H 合金 191 MPa で, ほぼ同じであった. これに対し伸びは,L 合金 7.0,H 合金 13.4 で,H 合金の伸びは,L 合金の約 2 倍であった. 金属材料の伸びは, 硬さの低下にともない大きくなることが知られている. しかしながら, 本研究の場合, 両合金の引張強さと硬さは, ほぼ同じであるにもかかわらず, 伸びは著しく異なっていた. これらの結果より,Al Si 亜共晶合金は, 高純化によって引張強さをほとんど低下させることなく伸びを大きく改善できることがわかった. 引張試験結果を基に, 真ひずみ (e) 真応力 (s) の関係, 真ひずみ (e) 加工硬化 (ds/de) の関係についてまとめたものを Fig. 6 に示す. 最高荷重に達したときの加工硬化と真応力 (s ) の関係を示すと式 ( 1 ) が成り立つ. ds /de=s ( 1 ) 一方, 最高荷重点までのひずみ, すなわちくびれが生じ始めるときのひずみ ( 均一伸びまでのひずみ e necking ) と加工硬化指数 (n 値 ) の関係は, 式 ( 2 ) で表される. n=e necking ( 2 ) H 合金では,ds/de の値と s の値が一致するひずみは約 0.14 であり, これが H 合金の加工硬化指数である. 一方, L 合金の e s 曲線および e ds/de 曲線は H 合金とほとんど一致し, ひずみが大きいところまで外挿すると L 合金の n 値も約 0.14 となって, これら両合金の n 値は同じと見なせる. すなわち, 引張試験において伸びを受け持つ a 相の加工硬化, 言い換えると均一伸びに対する不純物の影響は極めて小さいと解釈できる. このことは L 合金の早期破断が a Fig. 9 Result of TEM observation for L Alloy, (a) bright field image and selected area diffraction pattern, (b) EDS analysis. 相ではなく, 他の要因によることを示唆している. 3.4 破断面の観察 L 合金と H 合金の引張試験後の破断面を SEM 観察した結果を Fig. 7 に示す. 観察は引張軸方向から行った.Fig. 7(a) と (c) は, 破断面全体を観察した低倍率像である. これより,L 合金の破断面は,H 合金よりもごつごつしている様子がわかる. また, 高倍率像 Fig. 7(b) と (d) から,L 合金の

$126 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻 Results of SEM EDS analysis on fracture surface for L Alloy, (a) SEM image, (b) Fe mapping, (c) result of point analy- Fig. 10 sis. 破断面は,H 合金よりもフラットな面が多いことがわかる.$

7 126 日本金属学会誌 (2007) 第 71 巻 Results of SEM EDS analysis on fracture surface for L Alloy, (a) SEM image, (b) Fe mapping, (c) result of point analy- Fig. 10 sis. 破断面は,H 合金よりもフラットな面が多いことがわかる. ここで L 合金破断面のフラットな面を SEM EDS で分析した. 一例として, 六角形のフラットな面にフォーカスを絞って分析した結果を Fig. 8 に示す.Si が約 75,Al が約 25 であったことから, 六角形のフラットな面は Si 結晶であると考えられ, 検出された Al は,a 相 /Si 結晶界面で破壊後,Si 結晶上に残ったものと推定される. 以上のような観察分析結果から,L 合金では a 相 / 共晶 Si 境界や a 相 /Si 結晶境界において, スケールの大きな破壊が多く起こったと考えられ,L 合金における a 相 / 共晶 Si 界面の結合力は,H 合金よりも弱いと推測される. 筆者らは, 以前行った研究で, 高純化された AC4CH T6 材の大きな伸びの一つの要因として, 共晶組織における a 相 / 共晶 Si 界面の結合力の改善が推測されると考察した. 本研究で用いた両合金は, 金属組織の大部分が共晶組織であり, その共晶組織は, 合金間でかなりの違いが観られる. 前述の a 相自体の伸びに関する考察と破断面における観察分析結果も一緒に考慮すると,a 相 / 共晶 Si 界面や a 相 /Si 結晶界面の結合力が, 破壊挙動と伸びに影響を及ぼしていると考えられる. 3.5 a 相 / 共晶 Si 界面の観察分析 a 相 / 共晶 Si 界面の状態が,L 合金と H 合金で違いがあるのか明らかにするために,TEM 観察を行った.L 合金の a 相 / 共晶 Si 界面を観察した一例を Fig. 9(a) に示す.a 相と共晶 Si の間に, 幅が 200~50 nm 程の他の相 (X 相 ) が存在していた. この X 相の構成元素が何であるかを調べるのに TEM EDS で定性分析を行った. その分析結果を Fig. 9(b) に示す. 合金の主成分元素である Al と Si 以外に, 不純物元素である Fe と Cu が検出された. この分析結果を考慮して, Fig. 9(a) に示す X 相のディフラクションパターンを解析した結果,X 相は Cu を含有した a (AlFeSi) 系化合物であると考えられた. これら化合物は他の領域の a 相 / 共晶 Si 界面においても数例観察されている. この界面観察の結果と不純物元素 Fe の含有量の違いから,H 合金に比べて L 合金では, a 相 / 共晶 Si 界面に Al Fe Si 系化合物が多く存在していると考えられ,L 合金では a 相 / 共晶 Si 界面での大規模な破壊が起こりやすくなっているものと推測される. ここで,L 合金において,a 相 / 共晶 Si 界面に存在する Al Fe Si 系化合物相で破壊が起こっているのであれば, 破

8 第 1 号高純度 Al Si 亜共晶合金の組織と引張特性 127 断面に Al Fe Si 系化合物相の痕跡があると考えられる. そこで, 引張試験後の破断面で Fe が検出されるか否か, SEM EDS で分析を行った.Fig. 10(a) に示す破断面の任意領域で Fe のマッピング分析を行った結果を Fig. 10(b) に示す. これより分析領域のほぼ中央に Fe が多く存在していることがわかる. さらに,Fe が多く存在している部分で, 点分析を行った.Fig. 10(a) の十字を記した箇所での点分析結果を Fig. 10(c) に示す.Al と Si のピーク以外に,Si より大きな Fe のピークと小さな Cu のピークが得られていることから, この箇所には,Cu を含んだ Al Fe Si 系化合物相が存在していると考えられる. 以上の a 相 / 共晶 Si 界面の観察分析と破断面における分析結果より,L 合金では a 相 / 共晶 Si 界面に幅がサブミクロンオーダーの Al Fe Si 系化合物相が多く存在するために大規模な破壊が起こりやすくなっていると考えられ, このことが L 合金の早期破断をもたらす主要因の一つと考えられる. 4. 結論純度の異なる 2 種類の Al Si 亜共晶合金 (H 合金純度 mass および L 合金純度 mass ) をコールドクルーシブル溶解炉で溶製し, 両合金の凝固組織, 硬さ, 引張特性を比較検討して, 以下の結果を得ることができた. L 合金で観察されたような板状 Si 粗大結晶は,H 合金では観察されなかった. また,L 合金に比べて H 合金の共晶組織は微細であった. L 合金と H 合金の硬さに著しい違いは見られず,Al Si 亜共晶合金への純度の影響は非常に小さかった. Al Si 亜共晶合金は, 高純化することで強度を低下させずに伸びを大きく改善させることができる. L 合金では,a 相 / 共晶 Si 界面に, 幅がサブミクロンオーダーの Al Fe Si 系化合物が存在していることが明らかになった. L 合金の引張における早期破断すなわち伸びの低下は, 上記化合物の存在が大きな要因の一つと考えられる. 文献 1) N.Ohnishi,T.Takaai,Y.NakayamaandK.Ninomiya:J.JILM 46(1996) ) M.Koga,T.Takaai,Y.Nakayama,N.Ohnishi,Y.Iizuka,Y. Matsumura and Y. Mitsuishi: J. JILM 44(1994) ) M. Koga, N. Ohnishi, Y. Iizuka, T. Takaai and Y. Nakayama: J. JILM 43(1993) ) M.Koga,T.Takaai,Y.Nakayama,N.Ohnishi,Y.Iizuka,Y. Matsumura and Y. Mitsuishi: J. JILM 43(1993) ) N.Ohnishi,T.Takaai,Y.NakayamaandM.Ohmori:J.JILM 45(1995) ) T. Kobayashi, M. Niinomi, M. Yamaoka, T. Harata and M. F. Hafiz: J. JILM 43(1993) ) T. Ogawa, S. Haruyama, H. Kaida and S. Morita: J. JIM 67(2003) ) S.Haruyama,K.Kaminishi,H.Kaida,T.OgawaandT.Sekine: Trans. of the Japan Society of Mechanical Engineers 70(2004) ) The Japan Foundrymen's Society ed.: Study on relation between inclusion in aluminium alloy castings and mechanical properties, (The Japan Foundrymen's Society, 1989) 53 pp ) The Japan Foundrymen's Society ed.: Study on relation between contents of gas in aluminium alloy castings and mechanical properties, (The Japan Foundrymen's Society, 1986) 41 pp ) E. Kato, H. Nomura and N. Oshiro: J. JILM 46(1995) ) M.Adachi:J.JILM34(1984) ) Japan Foundry Engineering Society ed.: Study on effect of the minute amounts of elements on casting properties of Al Si system alloys, (Japan Foundry Engineering Society, 1999) 82 pp ) E. Kato, H. Nomura and N. Oshiro: J. JILM 47(1997)

渡辺(2309)_渡辺(2309)

渡辺(2309)_渡辺(2309) [ 29 p. 241-247 (2011)] ** *** ** ** Development of a nickel-based filler metal containing a small amount of silicon by WATANABE Takehiko, WAKATSUKI Ken, YANAGISAWA Atsusi and SASAKI Tomohiro Authors tried