JP2981629B2 - 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は冷延鋼板の製造に係り、
特に深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方
法に関する。
特に深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車部品や電気機器外板として、高いプレス成形性を
有し、したがって、高いｒ値を有する冷延鋼板が強く要
望されている。特に、自動車部品に関しては、安全性の
確保及び燃費向上のための軽量化の観点から、高ｒ値に
加えて、鋼板の高強度化も要求されている。
自動車部品や電気機器外板として、高いプレス成形性を
有し、したがって、高いｒ値を有する冷延鋼板が強く要
望されている。特に、自動車部品に関しては、安全性の
確保及び燃費向上のための軽量化の観点から、高ｒ値に
加えて、鋼板の高強度化も要求されている。
【０００３】従来、ｒ値を向上させた鋼板として、極低
炭素鋼にＣとＮを十分に固着し得るに足りるＴi及び／
又はＮbを添加した、所謂ＩＦ(Ｉnterstitial Ｆree)鋼
が知られている。この鋼種を高強度化するには、これに
固溶強化元素であるＳi、Ｍn、Ｐ等を添加しているが、
しかし、これらの固溶強化元素は、冷間圧延後の焼鈍中
にｒ値に有利な(２２２)結晶方位の核生成及び結晶粒成
長を抑制する傾向を有するために、高いｒ値と強度を併
せて得ることが困難である。また、降伏比(降伏強さ／
引張強さ)が高く、プレス成形性が悪い。
炭素鋼にＣとＮを十分に固着し得るに足りるＴi及び／
又はＮbを添加した、所謂ＩＦ(Ｉnterstitial Ｆree)鋼
が知られている。この鋼種を高強度化するには、これに
固溶強化元素であるＳi、Ｍn、Ｐ等を添加しているが、
しかし、これらの固溶強化元素は、冷間圧延後の焼鈍中
にｒ値に有利な(２２２)結晶方位の核生成及び結晶粒成
長を抑制する傾向を有するために、高いｒ値と強度を併
せて得ることが困難である。また、降伏比(降伏強さ／
引張強さ)が高く、プレス成形性が悪い。
【０００４】一方、例えば、特公平３−２２２４号公報
及び特公平３−２１６１１号公報に見られるように、低
炭素鋼にＴi、Ｎb及びＢを添加し、冷延、焼鈍後に複合
組織にすることにより、高ｒ値、常温非時効性及び高い
焼付硬化性(ＢＨ性)を得る方法が提案されている。しか
し、この方法では、焼鈍温度が９００℃前後と高く、経
済性が悪い。また、焼鈍温度が高いために焼鈍時のフェ
ライト体積率が少なく、集合組織がランダムになり易
く、材質の安全性にも欠ける。
及び特公平３−２１６１１号公報に見られるように、低
炭素鋼にＴi、Ｎb及びＢを添加し、冷延、焼鈍後に複合
組織にすることにより、高ｒ値、常温非時効性及び高い
焼付硬化性(ＢＨ性)を得る方法が提案されている。しか
し、この方法では、焼鈍温度が９００℃前後と高く、経
済性が悪い。また、焼鈍温度が高いために焼鈍時のフェ
ライト体積率が少なく、集合組織がランダムになり易
く、材質の安全性にも欠ける。
【０００５】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し
て、強度特性を有すると共に、成形性、特に深絞り性に
優れた焼付硬化性鋼板を経済的に製造し得る方法を提供
することを目的とするものである。
て、強度特性を有すると共に、成形性、特に深絞り性に
優れた焼付硬化性鋼板を経済的に製造し得る方法を提供
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、上記課題
を解決するために鋭意研究した結果、低炭素鋼にＣとＮ
を固着し得るに必要なＴi及びＮbを添加し、これに通常
の高ｒ値ＩＦ鋼の製造方法に従って熱間圧延及び冷間圧
延し、連続焼鈍法を施す際に、連続焼鈍の加熱温度及び
冷却過程を制御することにより、深絞り性に優れる複合
組織焼付硬化性鋼板を製造し得ることを見い出し、ここ
に本発明をなすに至ったものである。
を解決するために鋭意研究した結果、低炭素鋼にＣとＮ
を固着し得るに必要なＴi及びＮbを添加し、これに通常
の高ｒ値ＩＦ鋼の製造方法に従って熱間圧延及び冷間圧
延し、連続焼鈍法を施す際に、連続焼鈍の加熱温度及び
冷却過程を制御することにより、深絞り性に優れる複合
組織焼付硬化性鋼板を製造し得ることを見い出し、ここ
に本発明をなすに至ったものである。
【０００７】すなわち、本発明は、Ｃ:０.００２〜０.
０１０％、Ｓi≦１.０％、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ≦
０.２０％、Ａl:０.００５〜０.１０％を含有し、更
に、Ｔi≦０.１％、Ｎb≦０.１％で、かつ、{(Ｃ/12)＋
(Ｎ/14)＋(Ｓ/32)}＜{(Ｔi/48)＋(Ｎb/93)}となる量の
Ｔi及びＮbを含有し、残部がＦe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を熱間圧延及び冷間圧延し、続く連続焼鈍に
て、Ａc1変態点以上Ａc3点以下に加熱し、５００〜７５
０℃まで２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、その
後、２０℃／秒以上の平均冷却速度にてＭs変態点以下
に冷却することにより、フェライトと体積率で０.２％
以上５％以下のマルテンサイトからなる組織を得ること
を特徴とする深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
の製造方法を要旨とするものである。
０１０％、Ｓi≦１.０％、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ≦
０.２０％、Ａl:０.００５〜０.１０％を含有し、更
に、Ｔi≦０.１％、Ｎb≦０.１％で、かつ、{(Ｃ/12)＋
(Ｎ/14)＋(Ｓ/32)}＜{(Ｔi/48)＋(Ｎb/93)}となる量の
Ｔi及びＮbを含有し、残部がＦe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を熱間圧延及び冷間圧延し、続く連続焼鈍に
て、Ａc1変態点以上Ａc3点以下に加熱し、５００〜７５
０℃まで２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、その
後、２０℃／秒以上の平均冷却速度にてＭs変態点以下
に冷却することにより、フェライトと体積率で０.２％
以上５％以下のマルテンサイトからなる組織を得ること
を特徴とする深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
の製造方法を要旨とするものである。
【０００８】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【０００９】
【００１０】本発明における鋼の化学成分の限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
【００１１】Ｃ：Ｃはその含有量が増大するにつれて、
Ｃを固着するに要するＴiの添加量が増大し、製造費用
が増加し、また、析出物が増加することによって粒成長
を阻害して、ｒ値の向上を妨げる。したがって、本発明
においては、Ｃ量の上限を０.０１％に制限する。しか
し、０.００２％よりも少ないとマルテンサイトを得る
のが困難であるので、下限を０.００２％とする。
Ｃを固着するに要するＴiの添加量が増大し、製造費用
が増加し、また、析出物が増加することによって粒成長
を阻害して、ｒ値の向上を妨げる。したがって、本発明
においては、Ｃ量の上限を０.０１％に制限する。しか
し、０.００２％よりも少ないとマルテンサイトを得る
のが困難であるので、下限を０.００２％とする。
【００１２】Ｓi：Ｓiは固溶強化に有効な元素であり、
フェライト中のＣ濃度を低減し、オーステナイト中のＣ
濃度を高めるため、焼入性が高くなる。しかし、１.０
％を超えるとｒ値の劣化が大きくなるので、その上限を
１.０％とする。
フェライト中のＣ濃度を低減し、オーステナイト中のＣ
濃度を高めるため、焼入性が高くなる。しかし、１.０
％を超えるとｒ値の劣化が大きくなるので、その上限を
１.０％とする。
【００１３】Ｍn：Ｍnは鋼の焼入性を向上し、かつ、固
溶強化に有効な元素であるが、２.０％を超えるとｒ値
の劣化が大きくなるので、その上限を２.０％とする。
しかし、０.２％よりも少ないと、マルテンサイトを得
るのが困難になるばかりか、熱間割れを生じるので、そ
の下限を０.２％とする。
溶強化に有効な元素であるが、２.０％を超えるとｒ値
の劣化が大きくなるので、その上限を２.０％とする。
しかし、０.２％よりも少ないと、マルテンサイトを得
るのが困難になるばかりか、熱間割れを生じるので、そ
の下限を０.２％とする。
【００１４】Ｐ：Ｐは固溶強化に有効な元素であり、か
つ、フェライト生成元素で複合組織化に有効な元素であ
る。しかし、０.２０％を超えるとｒ値の劣化及び耐２
次加工脆性が劣化するので、その上限を０.２０％とす
る。
つ、フェライト生成元素で複合組織化に有効な元素であ
る。しかし、０.２０％を超えるとｒ値の劣化及び耐２
次加工脆性が劣化するので、その上限を０.２０％とす
る。
【００１５】Ａl：Ａlは脱酸剤として、少なくとも０.
００５％を添加することが必要である。しかし、０.１
０％を超えて過多に添加すると、脱酸効果が飽和するの
みならず、アルミナ系介在物が発生し成形性を劣化させ
るので、上限を０.１０％とする。
００５％を添加することが必要である。しかし、０.１
０％を超えて過多に添加すると、脱酸効果が飽和するの
みならず、アルミナ系介在物が発生し成形性を劣化させ
るので、上限を０.１０％とする。
【００１６】Ｔi、Ｎb：Ｔi及びＮbは、本発明において
極めて重要な添加元素である。すなわち、Ｃ及びＮを固
着して鋼をＩＦ鋼にするために、{(Ｃ/12)＋(Ｎ/14)＋
(Ｓ/32)}＜{(Ｔi/48)＋(Ｎb/93)}の式を満足するＴi量
及びＮb量が必要である。しかし、いずれも、０.１％を
超えて過多に添加すると、製造費用が増加し、また、粒
成長を阻害してｒ値を妨げるので好ましくない。
極めて重要な添加元素である。すなわち、Ｃ及びＮを固
着して鋼をＩＦ鋼にするために、{(Ｃ/12)＋(Ｎ/14)＋
(Ｓ/32)}＜{(Ｔi/48)＋(Ｎb/93)}の式を満足するＴi量
及びＮb量が必要である。しかし、いずれも、０.１％を
超えて過多に添加すると、製造費用が増加し、また、粒
成長を阻害してｒ値を妨げるので好ましくない。
【００１７】次に製造条件について説明する。
【００１８】上記の化学成分を有する鋼は、通常の高ｒ
値ＩＦ鋼の製造方法に従って、熱間圧延及び冷間圧延し
た後、連続焼鈍法を施す。
値ＩＦ鋼の製造方法に従って、熱間圧延及び冷間圧延し
た後、連続焼鈍法を施す。
【００１９】但し、連続焼鈍においては、まず、加熱温
度をＡc1変態点以上Ａc3変態点以下にし、フェライト・
オーステナイトの２相にする。加熱温度がＡc1変態点よ
り低いとオーステナイトが得られず、したがって、冷却
過程で変態を伴わないためマルテンサイトを得ることが
できない。また、加熱温度がＡc3変態点を超えると、冷
延・焼鈍過程で得られたｒ値を向上させる{１１１}集合
組織がすべてオーステナイトに変態し、その後の冷却過
程で得られる組織はランダムな方位になり、高ｒ値を得
ることができない。
度をＡc1変態点以上Ａc3変態点以下にし、フェライト・
オーステナイトの２相にする。加熱温度がＡc1変態点よ
り低いとオーステナイトが得られず、したがって、冷却
過程で変態を伴わないためマルテンサイトを得ることが
できない。また、加熱温度がＡc3変態点を超えると、冷
延・焼鈍過程で得られたｒ値を向上させる{１１１}集合
組織がすべてオーステナイトに変態し、その後の冷却過
程で得られる組織はランダムな方位になり、高ｒ値を得
ることができない。
【００２０】次いで、５００〜７５０℃の範囲まで２０
℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することにより、オー
ステナイト中のＣを濃化する。この温度範囲までの平均
冷却速度が２０℃／秒を超えると、オーステナイト中の
Ｃの濃化が小さく、ベイナイト変態を起こし、マルテン
サイトを得るのが困難である。また、低温変態生成物の
量も多くなり、高ｒ値を得ることができない。
℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することにより、オー
ステナイト中のＣを濃化する。この温度範囲までの平均
冷却速度が２０℃／秒を超えると、オーステナイト中の
Ｃの濃化が小さく、ベイナイト変態を起こし、マルテン
サイトを得るのが困難である。また、低温変態生成物の
量も多くなり、高ｒ値を得ることができない。
【００２１】その後、２０℃／秒以上の平均冷却速度に
てＭs変態点以下に冷却することにより、フェライトと
体積率で０.１％以上５％以下のマルテンサイトを得る
ことができ、深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
を得ることができる。冷却速度が２０℃／秒よりも低い
と、ベイナイト或いはパーライトを生成し、マルテンサ
イトが得られなくなり、所定の強度及び焼付け硬化性を
得ることができない。
てＭs変態点以下に冷却することにより、フェライトと
体積率で０.１％以上５％以下のマルテンサイトを得る
ことができ、深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
を得ることができる。冷却速度が２０℃／秒よりも低い
と、ベイナイト或いはパーライトを生成し、マルテンサ
イトが得られなくなり、所定の強度及び焼付け硬化性を
得ることができない。
【００２２】上記方法によって得られる複合組織鋼板
は、次のような特性を有している。 (１)焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。 (２)加工硬化係数(ｎ値)が高く、一様伸び及び全伸びが
大きい。 (３)常温では降伏点伸びの回復が極めて遅時効性を有
し、かつＢＨ性がある。 (４)高r値を有する。 これらは、いずれもプレス成形用鋼板に強く要求されて
いる特性である。
は、次のような特性を有している。 (１)焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。 (２)加工硬化係数(ｎ値)が高く、一様伸び及び全伸びが
大きい。 (３)常温では降伏点伸びの回復が極めて遅時効性を有
し、かつＢＨ性がある。 (４)高r値を有する。 これらは、いずれもプレス成形用鋼板に強く要求されて
いる特性である。
【００２３】このような優れた特性を有するのは、以下
の理由によるものである。
の理由によるものである。
【００２４】すなわち、連続焼鈍において加熱温度をＡ
c1変態点以上Ａc3変態点以下にし、フェライト・オース
テナイトの２相にすることによって、Ｃは固溶度の差に
よりフェライトからオーステナイトに移動し、濃縮する
ことによって、フェライト中のＣ濃度は小さくなる。こ
れを上記条件で冷却することにより、Ｃの濃縮したオー
ステナイトをマルテンサイトにすることで、軟質のフェ
ライトと硬質のマルテンサイトの複合組織鋼板を得るこ
とができる。その結果、焼鈍加熱過程で{１１１}集合組
織が発達し、かつ清浄なフェライトによって高ｒ値で延
性の良好な鋼板が製造できる。また、マルテンサイト変
態に伴う周辺のフェライト素地における可動転位の形成
及び内部応力により、外部から応力が加わると容易にマ
ルテンサイト相周辺から転位が発生し、均一に塑性変形
が伝播する。このために、焼鈍ままで降伏点伸びがな
く、降伏比が低い。そして、フェライト中に適度な固溶
Ｃが存在するために、良好なＢＨ性を有する。よって、
深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板が製造でき
る。
c1変態点以上Ａc3変態点以下にし、フェライト・オース
テナイトの２相にすることによって、Ｃは固溶度の差に
よりフェライトからオーステナイトに移動し、濃縮する
ことによって、フェライト中のＣ濃度は小さくなる。こ
れを上記条件で冷却することにより、Ｃの濃縮したオー
ステナイトをマルテンサイトにすることで、軟質のフェ
ライトと硬質のマルテンサイトの複合組織鋼板を得るこ
とができる。その結果、焼鈍加熱過程で{１１１}集合組
織が発達し、かつ清浄なフェライトによって高ｒ値で延
性の良好な鋼板が製造できる。また、マルテンサイト変
態に伴う周辺のフェライト素地における可動転位の形成
及び内部応力により、外部から応力が加わると容易にマ
ルテンサイト相周辺から転位が発生し、均一に塑性変形
が伝播する。このために、焼鈍ままで降伏点伸びがな
く、降伏比が低い。そして、フェライト中に適度な固溶
Ｃが存在するために、良好なＢＨ性を有する。よって、
深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板が製造でき
る。
【００２５】次に本発明の一実施例を示す。
【００２６】
【表１】 に示す化学成分を有する極低炭素鋼のＩＦ鋼を１２５０
℃で溶体化処理した後、仕上温度を９００℃として熱間
圧延を終了し、その後、７００℃で１時間炉冷、巻取処
理の後、８０％の冷間圧延を行い、０.８mmの鋼板に
し、
℃で溶体化処理した後、仕上温度を９００℃として熱間
圧延を終了し、その後、７００℃で１時間炉冷、巻取処
理の後、８０％の冷間圧延を行い、０.８mmの鋼板に
し、
【表２】 に示す加熱温度及び冷却条件で連続焼鈍を行った。得ら
れた鋼板の材料特性を表２に併記する。
れた鋼板の材料特性を表２に併記する。
【００２７】なお、引張試験片はＪＩＳ１３号Ｂを用
い、常温時効性(ＡＩ量)は、１０％引張与歪時から１０
０℃×１時間処理した後のＹＰの上昇量で評価した。焼
付硬化性(ＢＨ量)は、２％引張与歪時から１７０℃×２
０分処理した後のＹＰの上昇量で評価した。
い、常温時効性(ＡＩ量)は、１０％引張与歪時から１０
０℃×１時間処理した後のＹＰの上昇量で評価した。焼
付硬化性(ＢＨ量)は、２％引張与歪時から１７０℃×２
０分処理した後のＹＰの上昇量で評価した。
【００２８】表２において、Ｎo.１、Ｎo.３、Ｎo.６〜
Ｎo.７は本発明例であり、いずれもＡＩ量が５Ｎ／mm2
以下で遅時効性を有し、５０Ｎ／mm2以上の高い焼付硬
化性がある。また、ｒ値も１.８以上あり、優れた深絞
り性を示している。
Ｎo.７は本発明例であり、いずれもＡＩ量が５Ｎ／mm2
以下で遅時効性を有し、５０Ｎ／mm2以上の高い焼付硬
化性がある。また、ｒ値も１.８以上あり、優れた深絞
り性を示している。
【００２９】これに対し、比較例のＮo.２は、連続焼鈍
で中間温度までの冷却速度が６０℃／sと速かったため
にベイナイトが生成し、降伏伸びがあり、深絞り性も低
い。またＮo.４は、加熱温度が９２０℃とＡc3変態点以
上のため、焼鈍後の集合組織がランダムになり、深絞り
性が低い。Ｎo.５は、中間温度の冷却速度が遅いため
に、マルテンサイト組織が得られず、降伏伸びがあり、
深絞り性も低い。Ｎo.８は、Ｔiが添加されておらず、
焼鈍時の加熱温度が高いために深絞り性が低い。Ｎo.９
は、Ｍn量が少ないために焼入性が低く、マルテンサイ
ト組織を得ることができず、ＢＨ量もない。Ｎo.１０
は、Ｃ量が多く、Ｔi及びＮb量がＣ、Ｎを固着できなか
ったため、深絞り性が低い。
で中間温度までの冷却速度が６０℃／sと速かったため
にベイナイトが生成し、降伏伸びがあり、深絞り性も低
い。またＮo.４は、加熱温度が９２０℃とＡc3変態点以
上のため、焼鈍後の集合組織がランダムになり、深絞り
性が低い。Ｎo.５は、中間温度の冷却速度が遅いため
に、マルテンサイト組織が得られず、降伏伸びがあり、
深絞り性も低い。Ｎo.８は、Ｔiが添加されておらず、
焼鈍時の加熱温度が高いために深絞り性が低い。Ｎo.９
は、Ｍn量が少ないために焼入性が低く、マルテンサイ
ト組織を得ることができず、ＢＨ量もない。Ｎo.１０
は、Ｃ量が多く、Ｔi及びＮb量がＣ、Ｎを固着できなか
ったため、深絞り性が低い。
【００３０】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
自動車のパネル材等、深絞り性が要求される冷延鋼板と
して必要な材料特性を有し、特に、強度特性に優れ、３
４０〜５００Ｎ／mm2で成形後に降伏強度の上昇が得ら
れるため、成形が容易であり、かつ耐デント性に優れる
鋼板を提供することができる。
自動車のパネル材等、深絞り性が要求される冷延鋼板と
して必要な材料特性を有し、特に、強度特性に優れ、３
４０〜５００Ｎ／mm2で成形後に降伏強度の上昇が得ら
れるため、成形が容易であり、かつ耐デント性に優れる
鋼板を提供することができる。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％(以下、同じ)で、Ｃ:０.００２〜
０.０１０％、Ｓi≦１.０％、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ
≦０.２０％、Ａl:０.００５〜０.１０％を含有し、更
に、Ｔi≦０.１％、Ｎb≦０.１％で、かつ、{(Ｃ/12)＋
(Ｎ/14)＋(Ｓ/32)}＜{(Ｔi/48)＋(Ｎb/93)}となる量の
Ｔi及びＮbを含有し、残部がＦe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を熱間圧延及び冷間圧延し、続く連続焼鈍に
て、Ａc1変態点以上Ａc3点以下に加熱し、５００〜７５
０℃まで２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、その
後、２０℃／秒以上の平均冷却速度にてＭs変態点以下
に冷却することにより、フェライトと体積率で０.２％
以上５％以下のマルテンサイトからなる組織を得ること
を特徴とする深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3352469A JP2981629B2 (ja) | 1991-12-12 | 1991-12-12 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3352469A JP2981629B2 (ja) | 1991-12-12 | 1991-12-12 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05163532A JPH05163532A (ja) | 1993-06-29 |
| JP2981629B2 true JP2981629B2 (ja) | 1999-11-22 |
Family
ID=18424282
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3352469A Expired - Fee Related JP2981629B2 (ja) | 1991-12-12 | 1991-12-12 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2981629B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4551694B2 (ja) * | 2004-05-21 | 2010-09-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 温熱間成形品の製造方法および成形品 |
| JP5092908B2 (ja) * | 2008-06-02 | 2012-12-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-12-12 JP JP3352469A patent/JP2981629B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05163532A (ja) | 1993-06-29 |
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