JP2622131B2 - 切削工具用の合金 - Google Patents
切削工具用の合金Info
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
- C22C29/04—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbonitrides
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は塑性変形と摩耗とに対する抵抗性を改良し
た、主成分としたチタンを含有する炭窒化物超硬質合
金、具体的には切削工具用の合金の製造方法に関する。
た、主成分としたチタンを含有する炭窒化物超硬質合
金、具体的には切削工具用の合金の製造方法に関する。
炭化チタン基合金はスチールの仕上加工に使用されて
きているが、幾つかの重要な特性に制約があるためにそ
の適用に限界があることが判明している。
きているが、幾つかの重要な特性に制約があるためにそ
の適用に限界があることが判明している。
TiC基切削工具の強度とタフネスはWC基切削工具より
一般的に可成り低いために、一段と高送り速度の及び／
或いは断続切削のためにTiC基切削工具を使用すること
には限界がある。塑性変形に対する抵抗も、一般的に云
って、良好ではなく、一段と高い切削速度と送り速度に
おける使用に重大な限界がある。TiC基切削工具は、熱
伝導性がWC基工具に較べこれまた非常に低く、その結果
として熱クラックの発生が重大な問題となる。
一般的に可成り低いために、一段と高送り速度の及び／
或いは断続切削のためにTiC基切削工具を使用すること
には限界がある。塑性変形に対する抵抗も、一般的に云
って、良好ではなく、一段と高い切削速度と送り速度に
おける使用に重大な限界がある。TiC基切削工具は、熱
伝導性がWC基工具に較べこれまた非常に低く、その結果
として熱クラックの発生が重大な問題となる。
これらの問題は、合金添加物としてTiNを含有させる
ことによりある程度は克服できた。TiNはグレンサイズ
を減じると、強度とタフネスを改良させる。またTiN
は、切削工具の熱伝導性を高め、熱クラックに対する抵
抗を改良する。塑性変形に対する抵抗も、バインダ相の
高度の合金化（固溶体の硬質化）、その他幾つかの理由
によって改良される。しかし、塑性変形に対する抵抗が
充分ではないことが今なお多くの適用分野で主要な問題
となっている。
ことによりある程度は克服できた。TiNはグレンサイズ
を減じると、強度とタフネスを改良させる。またTiN
は、切削工具の熱伝導性を高め、熱クラックに対する抵
抗を改良する。塑性変形に対する抵抗も、バインダ相の
高度の合金化（固溶体の硬質化）、その他幾つかの理由
によって改良される。しかし、塑性変形に対する抵抗が
充分ではないことが今なお多くの適用分野で主要な問題
となっている。
USP3,971,656は炭窒化物が周期律表のVI族金属に富
み、且つ窒素に乏しい相によって囲まれたチタンと窒素
に富んだコアから成る２相混合体の構造の焼結炭窒化物
合金を開示している。USP4,120,719はタンタルを窒化物
或いは炭窒化物として加えた結果としてタンタルがバイ
ンダ相と接触している斯ゝる組織の超硬質炭窒化物合金
を開示している。DE3418403（西独特許）は少なくともT
aC,NbC,ZrC,WC,TiC及び或いはTiNの１つの固溶体とTiN
相とCo及び／或いはNiのバインダ相によって囲まれたTi
Cコアを有する硬質相から成る構造の炭窒化物合金を教
示している。JP57−169058（特許公開公報）はTiC（及
び／或いはTiN）、TaC（及び／或いはNbC）、WC（及び
／或いはMo2C）及び5vol.％より小なる鉄族バインダ金
属から成る硬質相を95vol.％より多量に含有する焼結硬
質合金を開示している。
み、且つ窒素に乏しい相によって囲まれたチタンと窒素
に富んだコアから成る２相混合体の構造の焼結炭窒化物
合金を開示している。USP4,120,719はタンタルを窒化物
或いは炭窒化物として加えた結果としてタンタルがバイ
ンダ相と接触している斯ゝる組織の超硬質炭窒化物合金
を開示している。DE3418403（西独特許）は少なくともT
aC,NbC,ZrC,WC,TiC及び或いはTiNの１つの固溶体とTiN
相とCo及び／或いはNiのバインダ相によって囲まれたTi
Cコアを有する硬質相から成る構造の炭窒化物合金を教
示している。JP57−169058（特許公開公報）はTiC（及
び／或いはTiN）、TaC（及び／或いはNbC）、WC（及び
／或いはMo2C）及び5vol.％より小なる鉄族バインダ金
属から成る硬質相を95vol.％より多量に含有する焼結硬
質合金を開示している。
本発明の目的は上述の不利益を解消した、具体的には
塑性変形に対する抵抗に関して特性が改良（向上）した
超硬質炭窒化物合金（cemented carbonitride）を実現
する切削工具用の合金の製造方法を提供することにあ
る。
塑性変形に対する抵抗に関して特性が改良（向上）した
超硬質炭窒化物合金（cemented carbonitride）を実現
する切削工具用の合金の製造方法を提供することにあ
る。
本発明の方法によれば、75〜95w.t.％の硬質炭窒化物
成分と３〜25w.t.％、好ましくは５〜20w.t.％のバイン
ダ金属を含んで成る超硬質炭窒化物合金であって、前記
硬質成分が主金属成分としてのチタン、10〜40w.t.％、
好ましくは20〜30w.t.％のタングステンとモリブデンの
１方或いは両方及び３〜25w.t.％、好ましくは５〜15w.
t.％のタンタル及び炭素と窒素の非金属成分を含んで成
り、この非金属成分中の窒素の割合が５〜40w.t.％、好
ましくは15〜35w.t.％であり、バインダ金属が鉄、コバ
ルト及びニッケルから成る群から選択された少なくとも
１つの元素である超硬質合金が製造される。
成分と３〜25w.t.％、好ましくは５〜20w.t.％のバイン
ダ金属を含んで成る超硬質炭窒化物合金であって、前記
硬質成分が主金属成分としてのチタン、10〜40w.t.％、
好ましくは20〜30w.t.％のタングステンとモリブデンの
１方或いは両方及び３〜25w.t.％、好ましくは５〜15w.
t.％のタンタル及び炭素と窒素の非金属成分を含んで成
り、この非金属成分中の窒素の割合が５〜40w.t.％、好
ましくは15〜35w.t.％であり、バインダ金属が鉄、コバ
ルト及びニッケルから成る群から選択された少なくとも
１つの元素である超硬質合金が製造される。
この合金は、更に20w.t.％まで、好ましくは４〜10w.
t.％のバナジウム炭化物と1w.t.％までの、好ましくは
0.1〜0.4w.t.％のアルミニウムを含んで成ることが出来
る。
t.％のバナジウム炭化物と1w.t.％までの、好ましくは
0.1〜0.4w.t.％のアルミニウムを含んで成ることが出来
る。
この合金の組織に関していえば、その炭窒化物成分は
主として、貧窒素富IV族・Ｖ族金属（富Ti・Ta及び／或
いはNb）の第１相（コア）と富窒素富VI族金属の第２相
（リム）の２種の複合相を構成する。
主として、貧窒素富IV族・Ｖ族金属（富Ti・Ta及び／或
いはNb）の第１相（コア）と富窒素富VI族金属の第２相
（リム）の２種の複合相を構成する。
当該VI族金属（周期律表中の）はCr,Mo及びＷを包含
する。コアとしての第１相がリムとしての第２相に取り
囲まれて成る２相混合体グレンが支配的に、即ち主とし
て生成され、そしてバインダ相が支配的に当該２相混合
体グレンに対してインターフェース（界面）を形成して
いる、即ち主として当該２相混合体グレンを取り囲む。
しかし、第１相、第２相いづれも単独のグレンとしても
存在し、その結果バインダ相は第１相や第２相の個別の
グレンを取り囲み、従って２種の夫々のグレン相に対す
るインターフェースも形成するが、この種のケースは２
相混合体グレンのケースに較べ量的には僅かである。
する。コアとしての第１相がリムとしての第２相に取り
囲まれて成る２相混合体グレンが支配的に、即ち主とし
て生成され、そしてバインダ相が支配的に当該２相混合
体グレンに対してインターフェース（界面）を形成して
いる、即ち主として当該２相混合体グレンを取り囲む。
しかし、第１相、第２相いづれも単独のグレンとしても
存在し、その結果バインダ相は第１相や第２相の個別の
グレンを取り囲み、従って２種の夫々のグレン相に対す
るインターフェースも形成するが、この種のケースは２
相混合体グレンのケースに較べ量的には僅かである。
本発明の方法によれば、炭窒化物成分に係る上記第
１、第２の複合相の他に、WC等の単一金属炭化物や窒化
物から成る硬質単独相の少なくとも１種を添加すること
が出来る。これらの単独相グレンはバインダ相によって
取り囲まれ、従ってバインダ相に対してインターフェー
スが形成され得る。
１、第２の複合相の他に、WC等の単一金属炭化物や窒化
物から成る硬質単独相の少なくとも１種を添加すること
が出来る。これらの単独相グレンはバインダ相によって
取り囲まれ、従ってバインダ相に対してインターフェー
スが形成され得る。
本発明方法の採り得る別の態様によれば、TaがNbと全
部又は１部を置換される。上記特徴を有する超硬質炭窒
化物は従来の超硬質炭窒化物に較べ、摩耗と塑性変形に
対する両方の抵抗が改良される。
部又は１部を置換される。上記特徴を有する超硬質炭窒
化物は従来の超硬質炭窒化物に較べ、摩耗と塑性変形に
対する両方の抵抗が改良される。
ところで、TiC基超硬質炭化物合金において、ぬれ特
性（wetting）を向上させるためにWC,Mo2C等の他の炭化
物を添加したものは、一般的は殆んど不変のTiCコア
（芯）と、バインダ合金が主としてインターフェースを
形成する富WC及びMo2Cリム（枠）とから成る２相混合体
グレンの組織を有している。しかしながら、後者の相は
固溶体であって、焼結中にグレンが成長する傾向にある
結果として、大きなグレンサイズが得られる。これは強
度と耐摩耗特性を阻害するものである。
性（wetting）を向上させるためにWC,Mo2C等の他の炭化
物を添加したものは、一般的は殆んど不変のTiCコア
（芯）と、バインダ合金が主としてインターフェースを
形成する富WC及びMo2Cリム（枠）とから成る２相混合体
グレンの組織を有している。しかしながら、後者の相は
固溶体であって、焼結中にグレンが成長する傾向にある
結果として、大きなグレンサイズが得られる。これは強
度と耐摩耗特性を阻害するものである。
TiNの添加は、バインダと接触している第二の相が今
やバインダ相に溶解する傾向に乏しい炭窒化物から成る
という主たる理由から、TiC基炭窒化物のグレン成長を
劇的に減じる。従って、TiNは合金の強度と破壊じん性
（タフネス）に有利な影響力を発揮する。またTiNはTiC
より高い熱伝導性を有している結果、所定の切削データ
において、合金の熱伝導性は高まり、これが切刃温度を
低下させ、且つ一段と平坦な温度分布をもたらす。
やバインダ相に溶解する傾向に乏しい炭窒化物から成る
という主たる理由から、TiC基炭窒化物のグレン成長を
劇的に減じる。従って、TiNは合金の強度と破壊じん性
（タフネス）に有利な影響力を発揮する。またTiNはTiC
より高い熱伝導性を有している結果、所定の切削データ
において、合金の熱伝導性は高まり、これが切刃温度を
低下させ、且つ一段と平坦な温度分布をもたらす。
それ故に、TiNは熱クラックに対する抵抗、溶体／拡
散摩耗等の温度制御摩耗メカニズム及び塑性変形に対す
る抵抗に好ましい影響を発揮する。
散摩耗等の温度制御摩耗メカニズム及び塑性変形に対す
る抵抗に好ましい影響を発揮する。
Mo2CとWCは合金の強度を向上させる硬質相のぬれ特性
を改良する。モリブデンとタングステンもバインダ合金
の固溶体強化により、塑性変形傾向を減退させる。VCと
A1は、本発明の合金の組成に加えた場合にフランク摩耗
抵抗を改良することを示した。
を改良する。モリブデンとタングステンもバインダ合金
の固溶体強化により、塑性変形傾向を減退させる。VCと
A1は、本発明の合金の組成に加えた場合にフランク摩耗
抵抗を改良することを示した。
塑性変形抵抗を一層向上させるには、硬質成分の役割
を研−ることが必須である。硬質成分は主としてTiC原
材料からのTiとＣに富んだ中心コアとなる第１相と、こ
れを取り囲むその他の合金成分に富んだ炭窒化物を必須
成分とした第２相とから成る。従って、TiCコアは硬質
成分中で大きな体積割合を占める。
を研−ることが必須である。硬質成分は主としてTiC原
材料からのTiとＣに富んだ中心コアとなる第１相と、こ
れを取り囲むその他の合金成分に富んだ炭窒化物を必須
成分とした第２相とから成る。従って、TiCコアは硬質
成分中で大きな体積割合を占める。
切削工具の高温における塑性変形はバインダ−硬質相
の両者において生じる。TiCの硬度はむしろ低く、室温
では逆であるが、高温度ではWCより顕著に劣ることにな
る。
の両者において生じる。TiCの硬度はむしろ低く、室温
では逆であるが、高温度ではWCより顕著に劣ることにな
る。
本発明の目的は、換言すれば、TiCコアの熱間硬度（h
ot hardness）を改良することによって塑性変形に対す
る抵抗を向上させることにある。
ot hardness）を改良することによって塑性変形に対す
る抵抗を向上させることにある。
本発明者はTaが上述のようにグレンコア内にTiと併せ
て存在するならば、塑性変形抵抗が著しく増加するとい
う驚くべき事実を発見した。Taの１部はNbで置換しても
よい。
て存在するならば、塑性変形抵抗が著しく増加するとい
う驚くべき事実を発見した。Taの１部はNbで置換しても
よい。
グレンサイズは一般に５μｍより小であるが、２μｍ
より小なるグレンが大勢を占める。
より小なるグレンが大勢を占める。
本発明は、更に第１図〜第３図によって説明される。
これらの図は図面に代わり、4,000倍率のバックスキァ
ツタードエレクトロンモード（back scattered electro
n mode）を用いて金属組織を示す合金のSEM（走査電子
顕微鏡）写真である。
これらの図は図面に代わり、4,000倍率のバックスキァ
ツタードエレクトロンモード（back scattered electro
n mode）を用いて金属組織を示す合金のSEM（走査電子
顕微鏡）写真である。
第１図は従来合金の写真であり、その中の（Ａ）はTi
C基コアを示す。第２図と第３図は本発明合金の写真で
あり、その中の（Ｂ）は（Ti,Ta,Nb）Ｃ基コアを示し、
（Ｃ）は（Ti,Ta）Ｃ基コアを示している。
C基コアを示す。第２図と第３図は本発明合金の写真で
あり、その中の（Ｂ）は（Ti,Ta,Nb）Ｃ基コアを示し、
（Ｃ）は（Ti,Ta）Ｃ基コアを示している。
第１図〜第３図はTiC基コアの数が、合金TiC粉末を用
いたときに劇的に減少することを示している。TiC基コ
アは黒く見え、（Ti,Ta）Ｃ基と（Ti,Ta,Nb）Ｃ基のコ
アは後者の平均原子数が一層多いことに起因して灰色に
見える。
いたときに劇的に減少することを示している。TiC基コ
アは黒く見え、（Ti,Ta）Ｃ基と（Ti,Ta,Nb）Ｃ基のコ
アは後者の平均原子数が一層多いことに起因して灰色に
見える。
本発明に係るTiの炭化物と窒化物を含んで成る上記焼
結合金の製造方法は、TiCと（Ta,Nb）Ｃ及び／或いはTa
Cの粉末の第１混合物をそれから生成される結果の第１
生成物が（Ti,Ta）Ｃ或いは（Ti,Ta,Nb）Ｃの固溶体を
含有するように加熱処理し、次いでこの第１生成物を粉
砕して粉末にし、更にこの粉末を周期律表中のIV族、Ｖ
族及びVI族から選択した少なくともVI族金族を含む金属
（好ましくはTi,W,V,Mo）の窒化物及び／或いは炭窒化
物の粉末並びにバインダとしてのCo,Ni及びFeの１種以
上の金属粉末と混合し、得られた混合粉末を加圧成形し
てから公知の方法で焼結する工程を含んで成る。
結合金の製造方法は、TiCと（Ta,Nb）Ｃ及び／或いはTa
Cの粉末の第１混合物をそれから生成される結果の第１
生成物が（Ti,Ta）Ｃ或いは（Ti,Ta,Nb）Ｃの固溶体を
含有するように加熱処理し、次いでこの第１生成物を粉
砕して粉末にし、更にこの粉末を周期律表中のIV族、Ｖ
族及びVI族から選択した少なくともVI族金族を含む金属
（好ましくはTi,W,V,Mo）の窒化物及び／或いは炭窒化
物の粉末並びにバインダとしてのCo,Ni及びFeの１種以
上の金属粉末と混合し、得られた混合粉末を加圧成形し
てから公知の方法で焼結する工程を含んで成る。
例1. 本発明に係わる固溶体粉末は、TiC,（Ta,Nb）C80/20
及びTaCの粉末を用い、これを先ず機械的に混合してか
ら2450℃で水素雰囲気で2.5時間熱処理することにより
調製された。得られた生成物を、次に粉砕して５μｍよ
り小のグレンサイズの粉末にした。この粉末のＸ線回折
分析は得られた固溶体が（Ti,Ta,Nb）Ｃに関し4.33Å及
び（Ti,Ta）Ｃに関し4.34Åの格子パラメータを有する
単一相であることを示していた。
及びTaCの粉末を用い、これを先ず機械的に混合してか
ら2450℃で水素雰囲気で2.5時間熱処理することにより
調製された。得られた生成物を、次に粉砕して５μｍよ
り小のグレンサイズの粉末にした。この粉末のＸ線回折
分析は得られた固溶体が（Ti,Ta,Nb）Ｃに関し4.33Å及
び（Ti,Ta）Ｃに関し4.34Åの格子パラメータを有する
単一相であることを示していた。
例2. タングステン炭化物、モリブデン炭化物、タンタル−
ニオブ炭化物（80/20w.t.％）、チタン−タンタル−ニ
オブ炭化物（80/16/4w.t.％）（例１）及びチタン−タ
ンタル炭化物（80/20w.t.％）（例１）及びバインダと
して働く鉄族金属を下記の表１に示す割合で用いた。こ
の組成の粉末を混合してから、超硬質炭化物合金のボー
ルを用いたボールミル処理を30時間行い、それを乾燥さ
せてから加圧成形し、次いで1410℃で90分間真空中で焼
結した。
ニオブ炭化物（80/20w.t.％）、チタン−タンタル−ニ
オブ炭化物（80/16/4w.t.％）（例１）及びチタン−タ
ンタル炭化物（80/20w.t.％）（例１）及びバインダと
して働く鉄族金属を下記の表１に示す割合で用いた。こ
の組成の粉末を混合してから、超硬質炭化物合金のボー
ルを用いたボールミル処理を30時間行い、それを乾燥さ
せてから加圧成形し、次いで1410℃で90分間真空中で焼
結した。
第１図、第２図、及び第３図は上記サンプル1,2及び
３の微細組織を夫々示している。
３の微細組織を夫々示している。
例3. 第２例と実質的に同じ方法で工具チップを表２に従っ
た組成で、且つ1430℃の焼結温度に調製された。
た組成で、且つ1430℃の焼結温度に調製された。
例4. 例２の組成サンプルを用い、切削速度370m/分、送り
速度0.20mm/回転及び切削深さ1.5mmの条件でスチールSS
2541を工作して、その切削工具寿命の比較評価を行っ
た。
速度0.20mm/回転及び切削深さ1.5mmの条件でスチールSS
2541を工作して、その切削工具寿命の比較評価を行っ
た。
工具のインサートタイプはTNMG160408−OFであった。
工具寿命評価基準は塑性変形による二次切刃においての
小さな破壊に起因した工作物の表面仕上不良である。平
均工具寿命は９回の試験で評価した。
工具寿命評価基準は塑性変形による二次切刃においての
小さな破壊に起因した工作物の表面仕上不良である。平
均工具寿命は９回の試験で評価した。
サンプル 工具寿命、分 １（従来品） 6.0 ２ 10.5 ３ 13.5 例5. 工具SNGN120404を組成サンプル4,5及び６から製造
し、これで切削速度500m/分、送り速度0.15mm/回転及び
切削深さ0.5mmの条件でスチールSS2541を工作した。
し、これで切削速度500m/分、送り速度0.15mm/回転及び
切削深さ0.5mmの条件でスチールSS2541を工作した。
工具寿命の評価基準は主切刃の先行した塑性変形に起
因する破壊であった。平均工具寿命は７回の異なる試験
で評価された。
因する破壊であった。平均工具寿命は７回の異なる試験
で評価された。
サンプル 工具寿命、分 ４（従来品） 3.9 ５ 7.3 ６ 10.0 例４と例５から、本発明の組成、サンプル2,3,5及び
６は塑性変形に対して抵抗が増大していることが確認さ
れる。
６は塑性変形に対して抵抗が増大していることが確認さ
れる。
第１図は従来の超硬質炭窒化物合金の金属組織を示す、
図面に代る4000倍率の電子顕微鏡写真、第２図及び第３
図は本発明に係る超硬質炭窒化物合金の第１図に対応す
る金属組織を示す図面に代る電子顕微鏡写真である。 図において： （Ａ）……TiC基コア、（Ｂ）……（Ti,Ta,Nb）Ｃ基コ
ア、 （Ｃ）……（Ti,Ta）Ｃ基コア。
図面に代る4000倍率の電子顕微鏡写真、第２図及び第３
図は本発明に係る超硬質炭窒化物合金の第１図に対応す
る金属組織を示す図面に代る電子顕微鏡写真である。 図において： （Ａ）……TiC基コア、（Ｂ）……（Ti,Ta,Nb）Ｃ基コ
ア、 （Ｃ）……（Ti,Ta）Ｃ基コア。
Claims (1)
- 【請求項１】周期律表のIV族のTiとＶ族のTa及び／或い
はNbの炭化物と窒化物を含有する超硬質炭窒化物合金の
製造方法において、 TiCの粉末と（Ta,Nb）Ｃ及び／或いはTaCの粉末の混合
物を加熱処理して（Ti,Ta）Ｃ或いは（Ti,Ta,Nb）Ｃの
固溶体を含有する生成物にして、当該生成物を粉砕し、
得られた粉末をIV族、Ｖ族、及びVI族から選択した少な
くともVI族の金属を含む金属の窒化物及び／或いは炭窒
化物の粉末並びにバインダとしてのCo,Ni及びFeの１種
以上の金属粉末と混合し、次いで加圧成形してから焼結
することを特徴とする、 貧窒素富IV族・族金属の第１炭窒化物相が富窒素富VI族
金属の第２炭窒化物相に囲まれて成る２相混合体グレン
が主としてバインダ相によって取り囲まれている、斯ゝ
る組織の切削工具用の合金の製造方法。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE8604971A SE459862B (sv) | 1986-11-20 | 1986-11-20 | Sintrad tvaafasig haardmetall av karbonitrid och metod foer framstaellning av denna |
| SE8604971-5 | 1986-11-20 | ||
| SE8605519A SE461916B (sv) | 1986-11-20 | 1986-12-22 | Legering baserad paa karbonitrid foer skaerande verktyg och metod foer framstaellning av denna |
| SE8605519-1 | 1986-12-22 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63219547A JPS63219547A (ja) | 1988-09-13 |
| JP2622131B2 true JP2622131B2 (ja) | 1997-06-18 |
Family
ID=26659583
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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