JP2987815B2 - プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JP2987815B2 JP2987815B2 JP63315029A JP31502988A JP2987815B2 JP 2987815 B2 JP2987815 B2 JP 2987815B2 JP 63315029 A JP63315029 A JP 63315029A JP 31502988 A JP31502988 A JP 31502988A JP 2987815 B2 JP2987815 B2 JP 2987815B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はプレス成形性に優れたTi、Nb複合添加高張力
冷延鋼板の製造方法に関する。
冷延鋼板の製造方法に関する。
（従来技術とその問題点） 従来の一般加工用冷延鋼板は、引張強度（以下T.S.と
略記する）が28〜40kgf/mm2であり、プレス成形後自動
車用内外装鋼板として多量に使用されている。近年、自
動車産業界では、車体軽量化に伴って高強度薄鋼板に対
する需要が高まり、かつ、プレス成形性、特に、絞り性
の改善要求が強く、種種の非時効性高強度冷延薄鋼板が
開発されている。
略記する）が28〜40kgf/mm2であり、プレス成形後自動
車用内外装鋼板として多量に使用されている。近年、自
動車産業界では、車体軽量化に伴って高強度薄鋼板に対
する需要が高まり、かつ、プレス成形性、特に、絞り性
の改善要求が強く、種種の非時効性高強度冷延薄鋼板が
開発されている。
一般に鋼板の高強度化はプレス成形性を劣化させ、特
に、冷延−再結晶集合組織に依存するランクフォード値
（以下ｒ値と略記する）は、絞り性の指標として有効で
あるが、このｒ値を高めるのが非常に困難になる。
に、冷延−再結晶集合組織に依存するランクフォード値
（以下ｒ値と略記する）は、絞り性の指標として有効で
あるが、このｒ値を高めるのが非常に困難になる。
しかし、その中でも高ｒ値を有する高強度冷延薄鋼板
の製造法として知られているのが、炭窒化物形成元素と
Si、Mn、Ｐ等の置換型固溶強化元素を添加した薄鋼板で
ある。
の製造法として知られているのが、炭窒化物形成元素と
Si、Mn、Ｐ等の置換型固溶強化元素を添加した薄鋼板で
ある。
このような先行技術として、特公昭55−49147号公報
にはTi、Ｖ等の析出強化型元素を添加し、ｒ値および延
性は十分でないが、T.S.55kgf/mm2級の高強度鋼板が開
示され、また特公昭60−13420号には、Cu、Ｐを添加し
てT.S.35〜40kgf/mm2級の強度と高い深絞り性が得られ
る鋼がそれぞれ開示されている。
にはTi、Ｖ等の析出強化型元素を添加し、ｒ値および延
性は十分でないが、T.S.55kgf/mm2級の高強度鋼板が開
示され、また特公昭60−13420号には、Cu、Ｐを添加し
てT.S.35〜40kgf/mm2級の強度と高い深絞り性が得られ
る鋼がそれぞれ開示されている。
しかしながら、上記の例に示した従来技術ではいずれ
も難加工部材の薄肉化を可能とする良好なプレス成形性
を有する自動車用鋼板として要求されているT.S.40kgf/
mm2以上かつｒ値1.7以上を兼ね備えた鋼板を得ることは
不可能であった。
も難加工部材の薄肉化を可能とする良好なプレス成形性
を有する自動車用鋼板として要求されているT.S.40kgf/
mm2以上かつｒ値1.7以上を兼ね備えた鋼板を得ることは
不可能であった。
さらに、最近では上記の特性に加えて、ｒ値の面内異
方性が小さいことおよび、遷移温度が低く耐二次加工割
れ性に優れた鋼板が要求されている。
方性が小さいことおよび、遷移温度が低く耐二次加工割
れ性に優れた鋼板が要求されている。
（問題解決に関する知見） 本発明は、薄肉化を可能とする優れたプレス成形性を
有する自動車用鋼板として要求されているT.S.40kgf/mm
2以上かつｒ値1.7以上、さらにｒ値の面内異方性が小さ
く、耐二次加工性に優れた鋼板を製造することを課題と
し、課題解決に関し、本発明者らは、高強度冷延鋼板の
成分組成、製造方法について種々研究を行った結果、T
i、Nb複合添加鋼に所定の限定内の固溶強化元素Mn、
Ｐ、Ｂを複合添加し、熱間圧延から焼鈍に至る諸工程を
所定の条件範囲内に制御することによって、上記特性を
有する高張力鋼板が得られる知見を得た。
有する自動車用鋼板として要求されているT.S.40kgf/mm
2以上かつｒ値1.7以上、さらにｒ値の面内異方性が小さ
く、耐二次加工性に優れた鋼板を製造することを課題と
し、課題解決に関し、本発明者らは、高強度冷延鋼板の
成分組成、製造方法について種々研究を行った結果、T
i、Nb複合添加鋼に所定の限定内の固溶強化元素Mn、
Ｐ、Ｂを複合添加し、熱間圧延から焼鈍に至る諸工程を
所定の条件範囲内に制御することによって、上記特性を
有する高張力鋼板が得られる知見を得た。
（発明の構成） 上記課題は、重量％で、C:0.0020〜0.0100％、Si≦0.
3％、Mn:1.0〜2.0％、P:0.040〜0.095％、Ｓ≦0.01％、
Sol.Al:0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0070％、B:0.0002〜0.0
010％、Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）〜0.1
0％、Nb:0.01〜0.10％を含有し、残部がFeならびに不可
避的不純物からなるTi−Nb複合添加極低炭素鋼スラブを
1150〜1280℃に加熱した後、（Ar3変態点＋50℃）以上1
000℃以下で熱間圧延を終了し、400℃以上600℃以下で
捲取を行い、酸洗を行った後、圧下率70〜90％で冷間圧
延を施した後、得られた冷延鋼板を常法により再結晶温
度以上Ac3変態点以下の温度域に加熱して連続焼鈍す
る、遷移温度が−40℃以下であるプレス成形性および耐
二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法によ
って達成される。
3％、Mn:1.0〜2.0％、P:0.040〜0.095％、Ｓ≦0.01％、
Sol.Al:0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0070％、B:0.0002〜0.0
010％、Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）〜0.1
0％、Nb:0.01〜0.10％を含有し、残部がFeならびに不可
避的不純物からなるTi−Nb複合添加極低炭素鋼スラブを
1150〜1280℃に加熱した後、（Ar3変態点＋50℃）以上1
000℃以下で熱間圧延を終了し、400℃以上600℃以下で
捲取を行い、酸洗を行った後、圧下率70〜90％で冷間圧
延を施した後、得られた冷延鋼板を常法により再結晶温
度以上Ac3変態点以下の温度域に加熱して連続焼鈍す
る、遷移温度が−40℃以下であるプレス成形性および耐
二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法によ
って達成される。
次に本発明において組成限定理由について説明する。
C:Cはその含有量が低いほど絞り性、延性に対して有
利であり、0.010％を超えると後述のTi添加量を増やし
ても、良好な絞り性が得られなくなる。一方、0.0020％
未満では強度T.S.に寄与する微細炭窒化物が減少するこ
とおよび製造コストが増大することが挙げられる。した
がって、Ｃ量は0.0020〜0.010％とする。
利であり、0.010％を超えると後述のTi添加量を増やし
ても、良好な絞り性が得られなくなる。一方、0.0020％
未満では強度T.S.に寄与する微細炭窒化物が減少するこ
とおよび製造コストが増大することが挙げられる。した
がって、Ｃ量は0.0020〜0.010％とする。
Si:Siは鋼板の強度を上げるために有効であるが、0.3
％を超えるとｒ値の面内異方性が大きくなり、また伸び
が低下するので、添加量は0.3％以下とする。
％を超えるとｒ値の面内異方性が大きくなり、また伸び
が低下するので、添加量は0.3％以下とする。
Mn:Mnは本発明の骨子となる合金元素であり深絞り性
を劣化させずに鋼板の強度を上げるのに有効である。ま
た、Siとは異なりMnのｒ値の面内異方性に及ぼす影響も
非常に小さく、かつ後述の粒界脆化をもたらすＰの添加
量を低減できる点からも、Mnは固溶強化元素として有効
な元素である。
を劣化させずに鋼板の強度を上げるのに有効である。ま
た、Siとは異なりMnのｒ値の面内異方性に及ぼす影響も
非常に小さく、かつ後述の粒界脆化をもたらすＰの添加
量を低減できる点からも、Mnは固溶強化元素として有効
な元素である。
しかしながら、2.0％を超えるとAc3変態点が大きく低
下し再結晶温度近傍となってしまい、焼鈍時にα→γ変
態が促進される。このために回復−再結晶過程で形成さ
れたｒ値に有利な｛111｝面冷延−再結晶集合組織が損
われてしまう。また、焼鈍時の冷却過程で硬化した組織
を生じてしまう場合もある。従って2.0％を超えると鋼
板の伸び、ｒ値を著しく劣化させてしまうので、Mnの添
加量は2.0％以下とする。また1.0％未満では、後述の固
溶強化元素Ｐを所定の範囲内で変化させても目標とする
強度が得られないので下限は1.0％以上とする。
下し再結晶温度近傍となってしまい、焼鈍時にα→γ変
態が促進される。このために回復−再結晶過程で形成さ
れたｒ値に有利な｛111｝面冷延−再結晶集合組織が損
われてしまう。また、焼鈍時の冷却過程で硬化した組織
を生じてしまう場合もある。従って2.0％を超えると鋼
板の伸び、ｒ値を著しく劣化させてしまうので、Mnの添
加量は2.0％以下とする。また1.0％未満では、後述の固
溶強化元素Ｐを所定の範囲内で変化させても目標とする
強度が得られないので下限は1.0％以上とする。
P:PもSi、Mnと同様に鋼板の強度を上げるが0.095％を
超えると耐二次加工割れ性が著しく低下するばかりでな
く、溶接性を阻害し、また再結晶温度が非常に高くなり
ライン内での焼鈍が困難となるので0.095％以下とす
る。また、0.040％未満では、前述のMnを所定範囲内で
変化させても目標とする高強度が得られないので下限を
0.040％とする。
超えると耐二次加工割れ性が著しく低下するばかりでな
く、溶接性を阻害し、また再結晶温度が非常に高くなり
ライン内での焼鈍が困難となるので0.095％以下とす
る。また、0.040％未満では、前述のMnを所定範囲内で
変化させても目標とする高強度が得られないので下限を
0.040％とする。
Al:Alは脱酸のために0.010％以上添加するが、0.100
％を超えると表面性状に悪影響をおよぼすので上限を0.
10％とする。
％を超えると表面性状に悪影響をおよぼすので上限を0.
10％とする。
S:SはMnと結合し非金属介在物を形成し、プレス成形
時に割れなどの不具合を生じさせ易い。さらにTiとTiS
を生成するためTiの添加量が増し、コストの面で好まし
くなく、0.01％以下とする。
時に割れなどの不具合を生じさせ易い。さらにTiとTiS
を生成するためTiの添加量が増し、コストの面で好まし
くなく、0.01％以下とする。
N:Nは鋼中の不純物元素であるが、TiによりTiNとして
固定され、ｒ値を向上させるが、このＮ含有量が0.0070
％を超えるとその安定化に要するTi添加量が増し、コス
ト面で好ましくない。したがってその上限を0.0070％と
する。
固定され、ｒ値を向上させるが、このＮ含有量が0.0070
％を超えるとその安定化に要するTi添加量が増し、コス
ト面で好ましくない。したがってその上限を0.0070％と
する。
Ti:TiはＳ、ＮそしてＣを固定し、｛111｝面冷延−再
結晶集合組織を発達させるために添加するもので下限を
（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）とする。上限を
0.10％とするのは、これを超える添加を行なってもその
効果が飽和するからである。
結晶集合組織を発達させるために添加するもので下限を
（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）とする。上限を
0.10％とするのは、これを超える添加を行なってもその
効果が飽和するからである。
Nb:Nbは安定なTiの炭窒化物を核として熱間圧延時に
生成し粗大なTi、Nb複合炭窒化物を形成する。このため
｛111｝面冷延−再結晶集合組織をより一層発達させる
ので、絞り性およびｒ値の面内異方性を改善する。しか
し、0.01％未満の添加量では面内異方性の改善は見られ
ないので0.01％以上とし、また、上限を0.10％とするの
はこれを超えて添加してもその効果が飽和するからであ
る。
生成し粗大なTi、Nb複合炭窒化物を形成する。このため
｛111｝面冷延−再結晶集合組織をより一層発達させる
ので、絞り性およびｒ値の面内異方性を改善する。しか
し、0.01％未満の添加量では面内異方性の改善は見られ
ないので0.01％以上とし、また、上限を0.10％とするの
はこれを超えて添加してもその効果が飽和するからであ
る。
B:Bは鋼板中の粒界に前述のＰよりも優先偏析し、Ｐ
の粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するもので
あるが、その含有量が多過ぎると粒成長を阻害し鋼板の
ｒ値、伸びを低下させるので、Ｂ添加の上限を0.0010％
とする。
の粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するもので
あるが、その含有量が多過ぎると粒成長を阻害し鋼板の
ｒ値、伸びを低下させるので、Ｂ添加の上限を0.0010％
とする。
一方、Ｐの粒界偏析を抑制し粒界脆性によるプレス成
形性の劣化を防止するのに有効な下限値を0.0002％とす
る。
形性の劣化を防止するのに有効な下限値を0.0002％とす
る。
また、本発明鋼の製造条件は、上記の成分組成範囲に
成分調整された溶鋼を連続鋳造し、このスラブをそのま
ま冷却なしに直送するか、あるいは一旦冷却し冷片とし
て再加熱した後に熱間圧延する。このスラブの加熱温度
は（Ar3変態点＋50℃）以上の熱延仕上温度を確保する
ために下限温度を1150℃とする。上限温度は、加熱炉内
で析出物が固溶し熱延時に非常に小さい析出物を生じさ
せるのを抑制するために1280℃とする。この非常に小さ
い析出物は｛111｝面冷延−再結晶集合組織の発達を抑
制しｒ値を低下してしまうからである。
成分調整された溶鋼を連続鋳造し、このスラブをそのま
ま冷却なしに直送するか、あるいは一旦冷却し冷片とし
て再加熱した後に熱間圧延する。このスラブの加熱温度
は（Ar3変態点＋50℃）以上の熱延仕上温度を確保する
ために下限温度を1150℃とする。上限温度は、加熱炉内
で析出物が固溶し熱延時に非常に小さい析出物を生じさ
せるのを抑制するために1280℃とする。この非常に小さ
い析出物は｛111｝面冷延−再結晶集合組織の発達を抑
制しｒ値を低下してしまうからである。
またその仕上温度は、第３図に示すようにAr3変態点
以下では｛111｝面冷延−再結晶集合組織に対して好ま
しくない熱延−再結晶集合組織もしくは未再結晶集合組
織を生じさせるので、Ar3点以上とするのが通常である
が、Ti−Nbの析出物を変化させ、ｒ値の面内異方性をよ
り改善することから（Ar3変態点＋50℃）以上とする。
ここで、面内異方性は、Δｒ＝（rL−2rB＋rC）/2,（た
だし、rLは圧延方向のｒ値,rBは圧延方向に45゜方向の
ｒ値,rCは圧延方向に直角方向のｒ値）で定義されるΔ
ｒ値によって評価される。また上限温度1000℃を設定す
るのは熱延加熱温度がこれ以上であると熱延板の結晶粒
径が大きくなり、｛111｝面冷延−再結晶集合組織の発
達を抑制しｒ値を低下してしまうからである。
以下では｛111｝面冷延−再結晶集合組織に対して好ま
しくない熱延−再結晶集合組織もしくは未再結晶集合組
織を生じさせるので、Ar3点以上とするのが通常である
が、Ti−Nbの析出物を変化させ、ｒ値の面内異方性をよ
り改善することから（Ar3変態点＋50℃）以上とする。
ここで、面内異方性は、Δｒ＝（rL−2rB＋rC）/2,（た
だし、rLは圧延方向のｒ値,rBは圧延方向に45゜方向の
ｒ値,rCは圧延方向に直角方向のｒ値）で定義されるΔ
ｒ値によって評価される。また上限温度1000℃を設定す
るのは熱延加熱温度がこれ以上であると熱延板の結晶粒
径が大きくなり、｛111｝面冷延−再結晶集合組織の発
達を抑制しｒ値を低下してしまうからである。
次に、巻取り温度は高過ぎるとスケールの酸洗性が低
下するので上限を600℃とし、下限は巻取り後の板形状
不良を生じさせないために400℃とする。
下するので上限を600℃とし、下限は巻取り後の板形状
不良を生じさせないために400℃とする。
冷間圧延に際しては、通常の酸洗を行い鋼板表面を清
浄にしたのち圧延を行う。その時の圧下率はｒ値を1.7
以上確保するために第４図に示すように下限を70％とす
る。上限を90％とするのは、これを超えて冷間圧延を実
施してもその効果が飽和してしまうので90％以下とす
る。
浄にしたのち圧延を行う。その時の圧下率はｒ値を1.7
以上確保するために第４図に示すように下限を70％とす
る。上限を90％とするのは、これを超えて冷間圧延を実
施してもその効果が飽和してしまうので90％以下とす
る。
得られた冷延板は常法により再結晶温度以上AC3変態
点以下の温度域に加熱して連続焼鈍する。
点以下の温度域に加熱して連続焼鈍する。
このようにして、本発明によれば、プレス成形性に優
れ、耐二次加工割れ性の良好な面内異方性の小さい高張
力冷延鋼板が製造される。
れ、耐二次加工割れ性の良好な面内異方性の小さい高張
力冷延鋼板が製造される。
（発明の具体的開示） 本発明を実施例によって説明する。
第１表は、試作実験に用いた供試材の化学組成で、本
発明鋼は、No.1,2,3,6,7,12である。また、本発明鋼と
の比較鋼の化学組成も同様に第１表に示す。
発明鋼は、No.1,2,3,6,7,12である。また、本発明鋼と
の比較鋼の化学組成も同様に第１表に示す。
試作実験は、転炉で組成調整して、溶製し、連続鋳造
により厚み250mmのスラブとしている。続いて、これら
のスラブを用いて、熱間圧延し、板厚2.3,2.7,3.2,4.0m
mの熱延板を作製、酸洗、冷間圧延を施し、連続焼鈍を
行って板厚0.8mmの高張力冷延鋼板を製造した。同表中
のNo.1,2,3,6,7,12が本発明鋼であるが、低YP、40kgf/m
m2以上の高T.S.、1.7以上の高ｒ値、35％以上の高Ｅ
（伸び率）ならびに遷移温度が−40℃以下の良好な耐二
次加工割れ性を具備した鋼板を得ることができる。
により厚み250mmのスラブとしている。続いて、これら
のスラブを用いて、熱間圧延し、板厚2.3,2.7,3.2,4.0m
mの熱延板を作製、酸洗、冷間圧延を施し、連続焼鈍を
行って板厚0.8mmの高張力冷延鋼板を製造した。同表中
のNo.1,2,3,6,7,12が本発明鋼であるが、低YP、40kgf/m
m2以上の高T.S.、1.7以上の高ｒ値、35％以上の高Ｅ
（伸び率）ならびに遷移温度が−40℃以下の良好な耐二
次加工割れ性を具備した鋼板を得ることができる。
第２表には、具体的に熱間圧延巻取り温度、仕上げ温
度、冷間圧延率、焼鈍温度の製造条件および製品の特性
を示す。
度、冷間圧延率、焼鈍温度の製造条件および製品の特性
を示す。
第２表の結果に見られるように、本発明鋼のNo.1〜３
は、T.S.が40kgf/mm2以上で、ｒ値も1.7以上、Ｅ（伸
び）も35％以上と高く、また、遷移温度−40℃以下と耐
二次加工割れ性も良好な高張力冷延鋼板であることが判
る。
は、T.S.が40kgf/mm2以上で、ｒ値も1.7以上、Ｅ（伸
び）も35％以上と高く、また、遷移温度−40℃以下と耐
二次加工割れ性も良好な高張力冷延鋼板であることが判
る。
Ｃ量が本発明範囲より多いNo.4鋼はT.S.は高い値を示
しているもののｒ値が1.26と低く、加工性に問題があ
る。
しているもののｒ値が1.26と低く、加工性に問題があ
る。
Mn量が本発明範囲より多いNo.5鋼は、No.4鋼同様であ
り、絞り成形性に問題がある。
り、絞り成形性に問題がある。
冷間圧延率が本発明範囲より小さいNo.8鋼もT.S.は高
いが、伸び、ｒ値が低くプレス成形性に問題がある。
いが、伸び、ｒ値が低くプレス成形性に問題がある。
Ｂを無添加のNo.9鋼は、T.S.、ｒ値は良好であるが、
遷移温度が−10℃と高くプレス成形の際、二次加工割れ
が発生する問題がある。
遷移温度が−10℃と高くプレス成形の際、二次加工割れ
が発生する問題がある。
（発明の効果） 本発明にかかるTi、Nb複合添加高張力冷延鋼板の製造
方法によって、薄肉化を可能とする優れたプレス成形性
を有する高張力冷延鋼板を製造することが可能となり、
産業の利用に対する発明の効果は大きい。
方法によって、薄肉化を可能とする優れたプレス成形性
を有する高張力冷延鋼板を製造することが可能となり、
産業の利用に対する発明の効果は大きい。
第１図はT.S.およびｒ値に及ぼすＣ添加量との関係を示
す図、第２図はｒ値に及ぼすスラブ加熱温度との関係を
示す図、第３図はｒ値に及ぼす熱延仕上温度との関係を
示す図、第４図はｒ値に及ぼす冷間延圧率との関係を示
す図である。
す図、第２図はｒ値に及ぼすスラブ加熱温度との関係を
示す図、第３図はｒ値に及ぼす熱延仕上温度との関係を
示す図、第４図はｒ値に及ぼす冷間延圧率との関係を示
す図である。
フロントページの続き (72)発明者 山田 利郎 広島県呉市昭和町11―１ 日新製鋼株式 会社呉研究所内 (72)発明者 松本 卓巳 広島県呉市昭和町11―１ 日新製鋼株式 会社呉研究所内 (56)参考文献 特開 昭62−287018（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−230828（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/04 C22C 38/00
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.0020〜0.0100％、 Si≦0.3％、 Mn:1.0〜2.0％、 P:0.040〜0.095％、 Ｓ≦0.01％、 Sol.Al:0.010〜0.100％、 Ｎ≦0.0070％、 B:0.0002〜0.0010％、 Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）〜0.10％、 Nb:0.01〜0.10％、 を含有し、残部がFeならびに不可避的不純物からなるTi
−Nb複合添加極低炭素鋼スラブを1150〜1280℃に加熱し
た後、（Ar3変態点＋50℃）以上1000℃以下で熱間圧延
を終了し、400℃以上600℃以下で捲取を行い、酸洗を行
った後、圧下率70〜90％で冷間圧延を施した後、得られ
た冷延鋼板を常法により再結晶温度以上Ac3変態点以下
の温度域に加熱して連続焼鈍する、遷移温度が−40℃以
下であるプレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた
高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63315029A JP2987815B2 (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63315029A JP2987815B2 (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02163318A JPH02163318A (ja) | 1990-06-22 |
| JP2987815B2 true JP2987815B2 (ja) | 1999-12-06 |
Family
ID=18060566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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