2004年--外文翻譯--氮含量對(duì)極低碳9cr耐熱鋼在顯微組織方面和蠕變行為的影響（譯文）

1、<p>　　中文5000字,3720單詞,17600英文字符</p><p>　　出處：Sawada K, Taneike M, Kimura K, et al. Effect of nitrogen content on microstructural aspects and creep behavior in extremely low carbon 9Cr heat-resistant steel

2、[J]. ISIJ international, 2004, 44(7): 1243-1249.</p><p>　　氮含量對(duì)極低碳9Cr耐熱鋼在顯微組織方面和蠕變行為的影響</p><p>　　Kota SAWADA, Masaki TANEIKE1), Kazuhiro KIMURA and Fujio ABE1)</p><p>　　從位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和析出物的分布兩

3、方面，研究了氮含量對(duì)極低碳鐵素體鋼的蠕變強(qiáng)度和9Cr微觀結(jié)構(gòu)的影響。高氮鋼的蠕變強(qiáng)度較鋼基低，即使最初的板條的寬度和奧氏體晶粒尺寸在高氮鋼更大。高氮鋼回火后，MX氮化物和大型Cr2N顆粒沿板、塊、包分布在原奧氏體晶界上。大顆粒占據(jù)MX氮化物沉淀位置。粗的氮化物MX在蠕變過(guò)程中暴露，高氮鋼比鋼基的更快?；鼗鸷筝^高的粗化率和氮化物MX在高氮鋼意味著增加顆粒間的間距對(duì)邊界的大的Cr2N顆粒的存在下，導(dǎo)致在蠕變強(qiáng)度降低。在所有的鋼表部分蠕變暴露

4、后觀察到Z相的形成。Z相的形成在高氮鋼更快相對(duì)與鋼基。在高氮鋼的Z相主要加強(qiáng)筋可有助于減少蠕變強(qiáng)度由于Z相形式的MX氮化物。</p><p>　　關(guān)鍵詞：低碳9Cr鋼；蠕變性能；沉淀反應(yīng)；MX氮的粗化</p><p><b>　　簡(jiǎn)介</b></p><p>　　具有熱效率高的發(fā)電廠也需要減少二氧化碳排放。高鉻（9–12%鉻）鐵素體與回火馬氏體

5、鋼用于鍋爐電廠汽輪機(jī)因其良好的抗蠕變性，導(dǎo)熱系數(shù)大，有利于抑制熱膨脹。該鋼需要具有更好的抗蠕變強(qiáng)度，以增加蒸汽溫度和壓力，這有利于改善熱效率。</p><p>　　最近，我們已經(jīng)了解到，極低碳（ELC）9Cr鐵素體鋼（9Cr–3W–0.2V的–0.06nb–3CO–0.05N–B）通過(guò)減少鐵素體鋼的碳含量具有比9Cr0.5mo–1.8W–vnbn（asme-p92）鋼高的蠕變強(qiáng)度，但不是M23C6碳化物只有好的M

6、X氮化物沉淀沿板條，塊，包與現(xiàn)有的奧氏體晶粒邊界以及在矩陣在回火過(guò)程中2）。優(yōu)良的MX氮化物可以固定的界限長(zhǎng)期蠕變變形過(guò)程中由于生長(zhǎng)對(duì)MX氮化物的速率比所述M23C6的低得多的碳化物.3）以前的研究表明4–6）在傳統(tǒng)的高Cr鐵素體，重要的是要優(yōu)化鋼V，Nb含量，C和N形成MX的碳氮化物最大限度的MX的碳氮化物的強(qiáng)化作用。然而，合金元素的ELC 9Cr鐵素體鋼仍然沒(méi)有優(yōu)化。研究了鋼V、Nb和N的最佳用量，碳含量應(yīng)是固定在0.002%質(zhì)量避

7、免M23C6沉淀。1）它已被證實(shí)2），這種鋼的提取回火后由殘留質(zhì)量0.1% V和0.06%質(zhì)量Nb。這意味著，只有的V一半包括在MX氮化物。為了進(jìn)一步提高蠕變強(qiáng)度要分散更多的MX氮化物。如果MX是0.18%質(zhì)量V，N，應(yīng)該理論上存在的MX氮化物含量為0.05%質(zhì)量。我們推測(cè)，有效氮形成的VN是低于0.05%</p><p>　　因此，增加在ELC 9Cr鐵素體鋼N的含量可以增加MX氮化物的量。N含量的增加的蠕變強(qiáng)

8、度的影響在低碳–2W–0.5mo 9Cr鐵素體鋼。8）低碳鋼含Si，Mn，P，S，Cr，Mo，Nb，V，W，N，O，Al 。鋼的化學(xué)成分，熱計(jì)算預(yù)測(cè)，D -鐵素體的存在。另一方面，ELC 9Cr鐵素體鋼具有高的抗蠕變性含有3%質(zhì)量的Co是奧氏體前避免D -鐵素體。2）如果我們使用這種鋼加Co，我們可以探討的N含量在一個(gè)完全的馬氏體結(jié)構(gòu)的蠕變強(qiáng)度D -鐵素體增加的影響。本文的目的是調(diào)查的N含量對(duì)析出行為的增加MX氮化物和ELC 9Cr鐵素

9、體鋼的蠕變強(qiáng)度的影響。</p><p>　　表1?；瘜W(xué)成分（質(zhì)量%）和熱處理?xiàng)l件下，鋼的研究。</p><p><b>　　2。實(shí)驗(yàn)程序</b></p><p>　　化學(xué)成分和熱處理?xiàng)l件鋼檢查在表1中給出。鋼融化為50千克錠在真空感應(yīng)爐中鍛造成一個(gè)直徑25毫米的棒。5N鋼基體材料在我們以前的工作報(bào)告，1,2）和7N和10N鋼具有較高的氮含量比基

10、礎(chǔ)材料。在5N鋼1 373k正火后未觀察到不溶性MX氮化物。提取7N和10N鋼的殘留物分析，1 373k正火后不溶MX氮化物觀察到約0.02～0.04質(zhì)量%的釩、鈮。</p><p>　　鋼1 473 K正火V和Nb，MX氮化物溶解量約為0.005～0.01%質(zhì)量 ，7N和10N鋼更高的溫度正火后不溶的MX氮化物比5n鋼降低。幾個(gè)回火溫度選擇控制硬度。鋼的回火馬氏體的微觀結(jié)構(gòu)，熱處理后5N，7N和10N鋼維氏硬度

11、分別為hv230，hv223和hv232。蠕變?cè)囼?yàn)進(jìn)行在空氣中在923 K的恒定負(fù)載下進(jìn)行，使用10毫米直徑和50毫米計(jì)在測(cè)量長(zhǎng)度的標(biāo)本。的析出物的量是由提取的殘留物的定量分析估計(jì)。使用透射電鏡和能量過(guò)濾TEM（EF-TEM）在200 kV觀察試樣的顯微結(jié)構(gòu)。制備透射電鏡薄箔和萃取碳復(fù)型。用能量色散X射線光譜儀（EDS）分析沉淀物的組合物。板條寬度和位錯(cuò)密度的測(cè)定。進(jìn)行氮化MX的平均半徑以TEM圖像10亮場(chǎng)，對(duì)應(yīng)于約450粒／試樣。&l

12、t;/p><p>　　圖1。蠕變斷裂強(qiáng)度的鋼之間的比較檢查。</p><p>　　圖2。在923 K的最小蠕變速率與應(yīng)力的關(guān)系</p><p><b>　　3。結(jié)果與討論</b></p><p>　　3.1 氮含量對(duì)蠕變強(qiáng)度的影響</p><p>　　圖1顯示了鋼的應(yīng)力和斷裂時(shí)間研究。7N和10N鋼蠕

13、變壽命比5N鋼的短。這種趨勢(shì)，甚至可以在短期內(nèi)看到的區(qū)域，表明初始組織之間的鋼是不同的?？谷渥兒蛿嗔堰^(guò)程都是與蠕變壽命相關(guān)的。最小蠕變速率與施加的應(yīng)力的關(guān)系，如圖2所示。對(duì)于7N和10N鋼最小蠕變速率是高于為5N鋼，表明蠕變性能的差異，有助于蠕變壽命的差異。</p><p>　　3.2。初始位錯(cuò)結(jié)構(gòu)</p><p>　　圖3顯示了一個(gè)鋼在位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的蠕變。所有具有典型的回火馬氏體的鋼具有高的

14、位錯(cuò)密度。5N，7N和10N鋼的平均板條寬度，位錯(cuò)密度和奧氏體晶粒尺寸列于表2。由于其較高的正火溫度7N和10N鋼奧氏體晶粒尺寸大于5N鋼。5N鋼板條寬度大于10N，7N鋼。據(jù)研究，盡管原奧氏體晶粒尺寸的影響碳鋼包大小，板條寬度不依賴現(xiàn)有的奧氏體晶粒尺寸。9）表1所示的5N鋼回火溫度升高有助于更大的板條寬度自回火板條寬度增加。10）在這些鋼的位錯(cuò)密度是不一樣的。由于7N和10N鋼具有更精細(xì)的板條和較大的晶粒尺寸的初始結(jié)構(gòu)，可以預(yù)測(cè)7N和

15、10N鋼的蠕變強(qiáng)度高于5N鋼。11–13）然而，對(duì)鋼的蠕變強(qiáng)度表現(xiàn)出相反的趨勢(shì)，如圖2所示。應(yīng)考慮其他微觀結(jié)構(gòu)的因素比初始位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和晶粒尺寸以解釋蠕變強(qiáng)度的差異。位錯(cuò)的分解行為，蠕變過(guò)程中展現(xiàn)的影響蠕變強(qiáng)度的結(jié)構(gòu)。12）進(jìn)行析出行為調(diào)查，由于釘扎的析出物阻礙位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的回復(fù)蠕變過(guò)程中呈現(xiàn)12、14）</p><p>　　3.3。氮含量對(duì)析出行為的影響</p><p>　　圖4顯示了一個(gè)萃取碳

16、復(fù)型在蠕變分布的析出物。在5N鋼最相MX的氮化物。2）MX氮化物的分布沿邊界如塊和奧氏體晶粒邊界。7N和10N鋼MX粒子分布趨勢(shì)與5N鋼相同。在提取殘留的5N鋼釩含量為約0.1質(zhì)量%的回火后2）在提取7N和10N鋼回火后的殘留V含量為約0.15%質(zhì)量，表明氮含量增加有助于更多的MX氮化物的彌散。然而，在7N和10N鋼，相對(duì)大的顆粒，也存在沿邊界相對(duì)于5N鋼如圖。4（b）和4（C）。能量過(guò)濾的V和Cr的萃取碳復(fù)型圖像，如圖5所示。V和Cr

17、元素的圖顯示了沉淀的分布。在V圖的高對(duì)比度的粒子是因?yàn)?由V，Nb氮化MX氮化物，相對(duì)大的顆粒，被視為在Cr圖7N和10N鋼。在CR圖由于鋼超低碳不含大顆粒M23C6。它是由對(duì)鋼的大顆粒的平均鉻含量約88%質(zhì)量的EDX分析證實(shí)。該碳化物顆粒Cr2N在高氮鋼的其他類型。15）釘扎作用邊界上的MX氮化物如板條，塊和原奧氏體晶界，有助于為5N鋼的蠕變強(qiáng)度提高1）5N鋼中未發(fā)現(xiàn)Cr2N顆粒，然而，幾個(gè)Cr2N顆粒分布在回火后7N和10N鋼。Cr

18、2N顆粒占據(jù)MX氮化物沉淀網(wǎng)如圖。4和5，導(dǎo)致蠕變意味著增加顆粒間的間距對(duì)邊界在。的增加會(huì)導(dǎo)致蠕變性</p><p>　　保持氮化物MX的釘扎作用在邊界蠕變變形對(duì)延緩粗的氮化物MX是必要的。圖7說(shuō)明了氮化物MX蠕變過(guò)程中平均半徑的變化。所有的數(shù)據(jù)是從試樣的標(biāo)距部分獲得。MX在三種鋼的蠕變前平均體積是相同的。然而，7N和10N鋼MX粗化比蠕變過(guò)程中5N鋼更快，表明相對(duì)于7N和10N鋼，5N鋼界限釘扎效應(yīng)的氮化物MX

19、在迅速減少。這可以闡述鋼的蠕變強(qiáng)度的差異。顆粒粗化是由Ostwald熟化機(jī)制控制。18,19）的粗化率是由下面的公式描述：</p><p>　　rm-r0m=kt·····················&

20、#183;·····1）</p><p>　　r和r0表示時(shí)間0-t的顆粒半徑，其它項(xiàng)，k是速度常數(shù)，m是描述控制粗化過(guò)程的指數(shù)。式中為控制晶格擴(kuò)散的MACB碳化物的K值（m=3),（1）是由下面的公式描述：20）σ是碳化物的界面能，V是碳化物的摩爾體積，D為M原子的晶格擴(kuò)散系數(shù)，uM 和upM分別是在基體和碳化物的原子濃度。圖8顯示在MX氮化物在蠕變前金屬元素的

21、平均組合物。EDX分析每個(gè)試樣沿邊界有10–20顆粒。所有MX氮化物鋼含V，Nb，Cr、Fe。Cr和Nb的含量</p><p>　　對(duì)于7N和10N鋼比5N鋼分別較大和較小。應(yīng)用公式（2）的粗的氮化物MX，M原子主要是V，如圖8所示的是一樣的?；鼗鸷骎的量5N鋼的大于其7N和10N鋼，由于是鋼列于表1和V的含量在同（0.1%質(zhì)量）的5N鋼提取的殘留低于（0.15%質(zhì)量）的高氮鋼。方程給出的速率常數(shù)K，5N鋼要高于

22、高氮鋼。然而，的MX粗化趨勢(shì)相反如圖7所示。平田等人21）研究發(fā)現(xiàn)，MX粗化率（VC）中含有大量的鉻高于模擬焊接熱影響區(qū)，高Cr鐵素體鋼試樣MX中的M原子主要是V。他們解釋，較高的粗化率的VC源于Cr對(duì)晶格擴(kuò)散的控制。在高氮鋼鉻的擴(kuò)散可能會(huì)影響粗的MX氮化物，由于在7N和10N鋼比5N鋼中MX含有大量的鉻。然而，在高氮鋼的粗化率較高的氮化物MX的機(jī)理目前尚不清楚。</p><p>　　因此，大Cr2N顆粒的存在和

23、回火使較高的粗化率氮化物MX引起的高氮鋼的蠕變強(qiáng)度降低。</p><p>　　表2。檢查回火后鋼的微觀結(jié)構(gòu)。</p><p>　　圖3。初始位錯(cuò)結(jié)構(gòu)（一）5N鋼，（b）和（c）10N 7N鋼鋼。</p><p>　　圖4。在萃取復(fù)型回火后析出物的分布。（a）5N鋼，（b）7N鋼，（C）10N鋼。</p><p>　　圖5。能量過(guò)濾的Cr和V的

24、圖像中提取復(fù)制后的回火。（a）–（c）V（d）的圖，–（f）Cr圖，（A），（D）</p><p>　　5N鋼，（b），（e）7N鋼，（c），（f）10N鋼。</p><p>　　圖6。能量過(guò)濾圖像中的鉻的10N鋼萃取復(fù)型。（a）回火后，（b）在923 K3001小時(shí)</p><p>　　圖7。在923K蠕變過(guò)程中改變MX氮化物大小。</p><

25、p>　　3.4。蠕變過(guò)程中暴露的析出物的變化</p><p>　　Laves相的析出被認(rèn)為是發(fā)生在所有的鋼蠕變過(guò)程中。然而，所有鋼析出行為是相同的。</p><p>　　粒子的能譜分析證實(shí)，Cr2N和Laves相的組成除了金屬元素不同，氮化物MX在5N表部分，7N和10N鋼的斷裂需相對(duì)長(zhǎng)的時(shí)間。圖9顯示了蠕變后平均顆粒中的金屬元素的組成。通過(guò)對(duì)10至25的顆粒的每個(gè)試樣進(jìn)行EDX分析

26、。金屬的平均組合物在MX氮化物元素也如圖所示。未知的粒子含有相同的金屬元素氮化物MX。然而，顆粒的Cr的含量比氮化物MX的大得多。這表明富Cr粒子Z相平均鉻含量從38至45質(zhì)量%的Z相據(jù)研究高鉻鋼的其他類型。22–25）。圖10顯示的7N鋼TEM圖像。Z相由選區(qū)電子衍射確定，采用了四方晶胞了a=0.286納米和c=0.739 nm，斯特朗等的研究[22]。在的7N和10N鋼的情況下，Z相的選區(qū)電子衍射確定</p><

27、p>　　Z相主要出現(xiàn)在相對(duì)短的時(shí)間試樣破裂，如圖 9，雖然其他研究人員22-25）中發(fā)現(xiàn)的Z相在標(biāo)本長(zhǎng)期超過(guò)5000小時(shí)后破裂。如果MX氮化物變化對(duì)Z蠕變過(guò)程中變形階段，對(duì)MX氮化物較高的Cr含量，相比的5N鋼，7N和10N鋼將加速Z相的形成。此外，研究表明11Cr–Mo–W–VNbN鋼蠕變將Cr2N直接轉(zhuǎn)化為Z相26）。Z相可以迅速地在7N和10N鋼回火后由在鋼中Cr2N析出物形成。Z相析出導(dǎo)致蠕變強(qiáng)度退化由于的Z相發(fā)生在MX氮

28、化物釘板條，塊形成的消耗，蠕變過(guò)程中包和晶界。23,27）可以預(yù)測(cè)的Z相在7N和10N鋼有助于降低鋼的蠕變強(qiáng)度和短期沉淀。</p><p>　　蠕變過(guò)程中V和Nb殘留量的變化如圖11所示。從試樣的測(cè)量部分得到了提取后的殘?jiān)Ｋ袖撊渥冞^(guò)程中Nb的含量不變化。在7N和10N鋼釩含量幾乎是蠕變過(guò)程的常數(shù)，表明Z的形成是通過(guò)犧牲蠕變過(guò)程中含有V的MX氮化Z相造成的。然而，5N鋼的蠕變過(guò)程中V含量增加。</p>

29、;<p>　　這表明，蠕變過(guò)程中發(fā)生額外的VN，消耗形成沉淀之前形成的來(lái)主要的Nb，如圖11所示的蠕變。額外Z相的形成不能沒(méi)有MX氮化物犧牲來(lái)發(fā)生，Z相的形成需要鈮。5N MX氮化鋼蠕變過(guò)程中附加VN形成有助于較低的粗化率，圖7所示。在提取殘留物中的Cr含量的蠕變時(shí)增加。然而，這是難以通過(guò)蠕變過(guò)程中監(jiān)測(cè)Cr含量的變化來(lái)檢測(cè)Z相的形成，因?yàn)長(zhǎng)aves相含有的Cr的抗蠕變時(shí)也析出。需要微觀的定量分析，以明確Z相的形成進(jìn)行了詳細(xì)

30、的蠕變強(qiáng)度的影響。</p><p>　　圖8。是指回火后在MX氮化金屬元素部分的能譜分析。</p><p>　　圖9。923K蠕變后的金屬元素在顆粒平均成分。（a）5N鋼10 285小時(shí)，（b）7N鋼1 187小時(shí)，（c）10N鋼941 h MX的結(jié)果是從7N鋼1 187小時(shí)</p><p>　　圖10。在7N鋼，Z相的電子衍射圖案碳萃取復(fù)型透射電子顯微鏡圖像。箭

31、頭表示狀態(tài)。從試樣1 187小時(shí)在923 K，得到的復(fù)制品</p><p>　　圖11。在923 K蠕變過(guò)程中改變了提取殘留V、Nb含量.</p><p><b>　　4。結(jié)論</b></p><p>　　增加氮含量對(duì)蠕變強(qiáng)度的影響在ELC 9Cr鐵素體鋼中的析出行為0.002c–9Cr–3W–進(jìn)行調(diào)查。結(jié)果如下。</p><

32、;p>　?。?）基體材料的0.002c–9Cr–3W–VNbCo–0.05N–B中氮含量的增加而減小的蠕變阻力</p><p>　　，導(dǎo)致較短的壽命，即使高氮鋼回火后具有更好的板條和更大的奧氏體晶粒。</p><p>　　（2）較大的Cr2N顆粒在高氮鋼0.002c–9Cr–3W–VNbCo–（0.074，</p><p>　　0.103）氮硼回火后。MX氮化

33、物粒子占據(jù)的部分是主要的沉淀強(qiáng)化因素，表明增加的平均顆粒間的間距的MX邊界上的氮化物和Cr2N等板條，塊，包和原奧氏體晶界。這使得高蠕變氮鋼強(qiáng)度下降。</p><p>　　在高氮鋼，氮化物MX的粗化率較高，導(dǎo)致平均增加顆粒間的間距的氮化物MX的蠕變過(guò)程中暴露的。這有助于在蠕變強(qiáng)度的下降。高氮鋼在較高氮化物MX的粗化率機(jī)制是目前尚不清楚。</p><p>　　大約10 000 h和高氮鋼的蠕

34、變曝光和1 000- 3 000小時(shí)的短期蠕變曝光后基底材料中觀察到Z相，短期內(nèi)Z相的沉淀有助于降低高氮鋼的蠕變強(qiáng)度由于Z相形成的在氮化物MX的消耗。</p><p><b>　　參考</b></p><p>　　1) M. Taneike, F. Abe and K. Sawada: Nature, 424 (2003), 294.</p><p

35、>　　2) M. Taneike, K. Sawada and F. Abe: Metall. Mater. Trans. A, 35A</p><p>　　(2004), 1255.</p><p>　　3) J. Hald and S. Straub: Proc. 6th Liege Conf. on Materials for</p><p>　　Adv

36、anced Power Engineering, ed. by J. Lecomte-Beckers et al.,</p><p>　　Forshungs-zentrum, Jülich GmbH, Jülich, (1998), I.155.</p><p>　　4) T. Fujita: Trans. Jpn. Inst. Met., 9 (1968), 167.

37、</p><p>　　5) T. Fujita, K. Asakura, T. Sawada and Y. Otoguro: Metall. Trans. A,</p><p>　　12A (1981), 1071.</p><p>　　6) A. Iseda, H. Teranishi and F. Masuyama: Tetsu-to-Hagané,

38、76</p><p>　　(1990), 36.</p><p>　　7) K. Sakuraya, H. Okada, M. Taneike and F. Abe: CAMP-ISIJ, 16</p><p>　　(2003), 641.</p><p>　　8) F. Masuyama and M. Ohgami: Proc. 7th J

39、IM Int. Symp. on Aspects</p><p>　　of high temperature deformation and fracture in crystalline materials,</p><p>　　ed. by Y. Hosoi et al., The Japan Institute of Metals, Sendai,</p><p&

40、gt;　　(1993), 325.</p><p>　　9) T. Maki and I. Tamura: Tetsu-to-Hagané, 67 (1981), 852.</p><p>　　10) K. Sawada, M. Taneike, K. Kimura and F. Abe: Mater. Sci. Technol.,</p><p>　　1

41、9 (2003), 739.</p><p>　　11) F. Masuyama and N. Nishimura: Proc. 10th Int. Conf. on Strength of</p><p>　　Materials, The Japan Institute of Metals, Sendai, (1994), 657.</p><p>　　12) K

42、. Sawada, M. Takeda, K. Maruyama, R. Ishii, M. Yamada, Y.</p><p>　　Nagae and R. Komine: Mater. Sci. Eng. A, 267A (1999), 19.</p><p>　　13) C. R. Barret, J. K. Lytton and O. D. Sherby: Trans. Meta

43、ll. Soc.</p><p>　　AIME, 239 (1967), 170.</p><p>　　14) G. Eggeler: Acta Metall., 37 (1989), 3225.</p><p>　　15) A. Goecmen, R. Steins, C. Solenthaler, P. J. Uggowitzer and M. O.</p

44、><p>　　Speidel: ISIJ Int., 36 (1996), 768.</p><p>　　16) A. Jakobová and V. Foldyna: Proc. 7th JIM Int. Symp. on Aspects of</p><p>　　High Temperature Deformation and Fracture in Cr

45、ystalline</p><p>　　Materials, ed. by Y. Hosoi et al., The Japan Institute of Metals,</p><p>　　Sendai, (1993), 317.</p><p>　　Z. Kubon, V. Foldyna and V. Vodarek: Proc. 6th Liege Conf

46、. On</p><p>　　Materials for Advanced Power Engineering, ed. by J. Lecomte-</p><p>　　Beckers et al., Forshungs-zentrum, Jülich GmbH, Jülich, (1998),</p><p><b>　　I.311

47、.</b></p><p>　　18) I. M. Lifshitz and V. V. Slyozov: J. Phys. Chem. Solids, 19 (1961),</p><p><b>　　35.</b></p><p>　　19) G. Wagner: Z. Elektrochem., 65 (1961), 581.

48、</p><p>　　20) M. Y. Way, T. Sakuma and T. Nishizawa: Trans. Jpn Inst. Met., 22</p><p>　　(1981), 733</p><p>　　21) H. Hirata and K. Ogawa: Preprints of the national meetings of</p&

49、gt;<p>　　J.W.S., 69 (2001), 186.</p><p>　　22) A. Strang and V. Vodarek: Mater. Sci. Technol., 12 (1996), 552.</p><p>　　23) K. Suzuki, S. Kumai, H. Kushima, K. Kimura and F. Abe: Tetsu-to-

50、</p><p>　　Hagané, 86 (2000), 550.</p><p>　　24) M. Svoboda, J. Bursik, I. Podstranska, A. Kroupa, V. Sklenicka and</p><p>　　K. H. Mayer: Proc. 7th Liege Conf. on Materials for A

51、dvanced</p><p>　　Power Engineering, ed. by J. Lecomte-Beckers et al., Forshungs-zentrum,</p><p>　　Jülich GmbH, Jülich, (2002), III.1521.</p><p>　　25) J. Bursik and N. Merk

52、: Proc. Mechanical Behavior of Materials at</p><p>　　High Temperature, NATO Advanced Study Institute, Sesimbra,</p><p>　　(1995), 1.</p><p>　　26) R. Ishii, Y. Tsuda, M. Yamada and K.

53、 Kimura: Tetsu-to-Hagané, 88</p><p>　　(2002), 36.</p><p>　　27) K. Kimura, K. Suzuki, Y. Toda, H. Kushima and F. Abe: Proc. 7th</p><p>　　Liege Conf. on Materials for Advanced Po