JP3012997B2 - 高強度ドライブシャフトの製造方法 - Google Patents
高強度ドライブシャフトの製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度ドイラブシャフ
トの製造方法に関し、特に加工性（切削、転造等）と高
強度の相反する特性を満足する品質を有する高強度ドイ
ラブシャフトの製造方法に関するものである。
トの製造方法に関し、特に加工性（切削、転造等）と高
強度の相反する特性を満足する品質を有する高強度ドイ
ラブシャフトの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ドライブシャフトの製造に関し、強度を
増すには焼入性を向上させる成分としてＣ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｃｒ等の含有量を素材に増加させる必要があり、そ
の結果素材（棒鋼）の硬さが高くなり加工性が劣化し、
最悪の場合は加工不能になる。焼鈍処理により硬さを下
げることは可能であるが、コストの面でかさみ実用上問
題となる。これに対して特公昭６３−６２５７１号公報
には、優れた冷間鍛造性、高周波焼入時焼割れ発生防止
と耐衝撃性を有するドライブシャフトの製造方法が提示
されている。しかしながら、この方法では十分な強度を
出せないのが現状である。また、特開昭６３−２１６９
２０号公報では、温間加工の残熱を利用し焼準工程を省
略する製造方法が提示されているが、加熱を必要とする
ことから、生産時のコスト低減に問題がある。
増すには焼入性を向上させる成分としてＣ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｃｒ等の含有量を素材に増加させる必要があり、そ
の結果素材（棒鋼）の硬さが高くなり加工性が劣化し、
最悪の場合は加工不能になる。焼鈍処理により硬さを下
げることは可能であるが、コストの面でかさみ実用上問
題となる。これに対して特公昭６３−６２５７１号公報
には、優れた冷間鍛造性、高周波焼入時焼割れ発生防止
と耐衝撃性を有するドライブシャフトの製造方法が提示
されている。しかしながら、この方法では十分な強度を
出せないのが現状である。また、特開昭６３−２１６９
２０号公報では、温間加工の残熱を利用し焼準工程を省
略する製造方法が提示されているが、加熱を必要とする
ことから、生産時のコスト低減に問題がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は次の２点を解
決した、圧延まま棒鋼の硬さＨＲＢ９０以下、高周波焼
入焼戻により捩り強度１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上を有す
る高強度ドライブシャフトの製造方法を提供しようとす
るものである。 （１）ドライブシャフトの強度を増加させるため、焼入
性を向上させる成分の含有量を増加させると、素材（棒
鋼）の硬さが上がり、加工性が劣化して最悪の場合は加
工不能となる。 （２）成分を増加させて強度を確保しつつ、焼鈍処理に
より硬さを低下させることは可能であるが、コストが上
がる欠点がある。
決した、圧延まま棒鋼の硬さＨＲＢ９０以下、高周波焼
入焼戻により捩り強度１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上を有す
る高強度ドライブシャフトの製造方法を提供しようとす
るものである。 （１）ドライブシャフトの強度を増加させるため、焼入
性を向上させる成分の含有量を増加させると、素材（棒
鋼）の硬さが上がり、加工性が劣化して最悪の場合は加
工不能となる。 （２）成分を増加させて強度を確保しつつ、焼鈍処理に
より硬さを低下させることは可能であるが、コストが上
がる欠点がある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような従
来の技術の問題点に鑑みなされたもので、その要旨とす
るところは下記のとおりである。 重量比として Ｃ ；０．３８超 〜０．５０％、 Ｍｎ；０．３０ 〜１．０％、 Ｃｒ；０．３０ 〜１．０％、 Ａｌ；０．０１ 〜０．０５％、 Ｔｉ；０．０１ 〜０．０４％、 Ｂ ；０．０００５〜０．００３％、 および必要に応じて、 Ｎｂ；０．０１〜０．０５％を含有し、 Ｓｉ；０．０５％以下、 Ｎ ；０．０１０％以下に制限し さらにＳ；０．０１〜０．０７％およびＰｂ；０．０１
〜０．０２％の１種以上含有し、残部はＦｅと不可避の
不純物からなる組成の鋼を用い、棒鋼圧延時の仕上圧延
を７００〜９００℃で終了し、仕上圧延後７００〜５０
０℃の温度範囲において平均冷却速度０．０５〜０．７
℃／秒で冷却した圧延棒鋼を、圧延ままでドライブシャ
フト形状に切削加工、転造等の成形加工法により成形
し、次いで高周波焼入焼戻による有効硬化層深さｔと鋼
部材半径ｒの比ｔ／ｒを０．４〜０．７の値で表面を硬
化することを特徴とする高強度ドライブシャフトの製造
方法。本発明は以上の構成により、安価で加工性（切
削、転造等）を満足し、かつ高強度の使用に耐え得る高
強度ドライブシャフトの製造を可能とするものである。
来の技術の問題点に鑑みなされたもので、その要旨とす
るところは下記のとおりである。 重量比として Ｃ ；０．３８超 〜０．５０％、 Ｍｎ；０．３０ 〜１．０％、 Ｃｒ；０．３０ 〜１．０％、 Ａｌ；０．０１ 〜０．０５％、 Ｔｉ；０．０１ 〜０．０４％、 Ｂ ；０．０００５〜０．００３％、 および必要に応じて、 Ｎｂ；０．０１〜０．０５％を含有し、 Ｓｉ；０．０５％以下、 Ｎ ；０．０１０％以下に制限し さらにＳ；０．０１〜０．０７％およびＰｂ；０．０１
〜０．０２％の１種以上含有し、残部はＦｅと不可避の
不純物からなる組成の鋼を用い、棒鋼圧延時の仕上圧延
を７００〜９００℃で終了し、仕上圧延後７００〜５０
０℃の温度範囲において平均冷却速度０．０５〜０．７
℃／秒で冷却した圧延棒鋼を、圧延ままでドライブシャ
フト形状に切削加工、転造等の成形加工法により成形
し、次いで高周波焼入焼戻による有効硬化層深さｔと鋼
部材半径ｒの比ｔ／ｒを０．４〜０．７の値で表面を硬
化することを特徴とする高強度ドライブシャフトの製造
方法。本発明は以上の構成により、安価で加工性（切
削、転造等）を満足し、かつ高強度の使用に耐え得る高
強度ドライブシャフトの製造を可能とするものである。
【０００５】
【作用】以下、本発明の作用について説明する。まず、
本発明のドライブシャフトの製造方法に用いる鋼の合金
元素含有量の限定理由について説明する。尚、以下の説
明において各合金元素の含有量はいずれも重量比率にて
表示する。
本発明のドライブシャフトの製造方法に用いる鋼の合金
元素含有量の限定理由について説明する。尚、以下の説
明において各合金元素の含有量はいずれも重量比率にて
表示する。
【０００６】本発明において、Ｃは高周波焼入時の表面
硬さを規定し、さらに捩り強度、衝撃特性を確保するた
めに重要な元素であり、高いほうがよいが、高過ぎると
折損を引き起こし、低過ぎると高周波焼入時の表面硬さ
および捩り強度、衝撃特性が低下するので、０．３８超
〜０．５０％の範囲に限定する。Ｍｎは棒鋼圧延時の条
件と組み合わせて硬さを低下させるために１．０％以下
とし、かつ高周波焼入時の焼入深度確保のために下限を
０．３０％に設け、範囲を０．３０〜１．０％とする。
硬さを規定し、さらに捩り強度、衝撃特性を確保するた
めに重要な元素であり、高いほうがよいが、高過ぎると
折損を引き起こし、低過ぎると高周波焼入時の表面硬さ
および捩り強度、衝撃特性が低下するので、０．３８超
〜０．５０％の範囲に限定する。Ｍｎは棒鋼圧延時の条
件と組み合わせて硬さを低下させるために１．０％以下
とし、かつ高周波焼入時の焼入深度確保のために下限を
０．３０％に設け、範囲を０．３０〜１．０％とする。
【０００７】ＣｒはＭｎ量との組み合せで高周波焼入時
の焼入深度を確保のために下限を０．３０％とし、ドイ
ラブシャフトとしての強度を得るために０．３０〜１．
０％とする。Ａｌは溶鋼中において脱酸剤として作用
し、有害な非金属介在物を減少させ、かつ高周波焼入時
にＡｌＮとしてオーステナイト結晶粒の細粒化効果があ
り、耐衝撃性の向上、焼き割れの防止効果がある。その
効果は０．０１％以上から現れるが、０．０５％を超え
るとその効果は飽和するので、範囲を０．０１〜０．０
５％とする。
の焼入深度を確保のために下限を０．３０％とし、ドイ
ラブシャフトとしての強度を得るために０．３０〜１．
０％とする。Ａｌは溶鋼中において脱酸剤として作用
し、有害な非金属介在物を減少させ、かつ高周波焼入時
にＡｌＮとしてオーステナイト結晶粒の細粒化効果があ
り、耐衝撃性の向上、焼き割れの防止効果がある。その
効果は０．０１％以上から現れるが、０．０５％を超え
るとその効果は飽和するので、範囲を０．０１〜０．０
５％とする。
【０００８】ＴｉはＮをＴｉＮとして固定し、ＢＮの生
成を抑制し、後に述べるＢの効果を有効とするため、そ
の効果が現れる０．０１％を下限とし、他方高過ぎると
その効果が飽和するため、範囲を０．０１〜０．０４％
とする。Ｓは切削加工時の被削性を確保するため０．０
１％以上必要であり、０．０７％を超えると耐衝撃性に
影響するので０．０１〜０．０７％とする。
成を抑制し、後に述べるＢの効果を有効とするため、そ
の効果が現れる０．０１％を下限とし、他方高過ぎると
その効果が飽和するため、範囲を０．０１〜０．０４％
とする。Ｓは切削加工時の被削性を確保するため０．０
１％以上必要であり、０．０７％を超えると耐衝撃性に
影響するので０．０１〜０．０７％とする。
【０００９】Ｂは硬さを高めず、高周波焼入時の硬化深
度を深める効果があり、０．０００５％からその効果が
現れ、多過ぎると割れが発生するので０．０００５〜
０．００３％とする。Ｓｉは次に述べる棒鋼圧延時の条
件と組み合わせて硬さを低下させるため少ない程好まし
く、製鋼上不可避的に含有される範囲の０．０５％以下
とする。
度を深める効果があり、０．０００５％からその効果が
現れ、多過ぎると割れが発生するので０．０００５〜
０．００３％とする。Ｓｉは次に述べる棒鋼圧延時の条
件と組み合わせて硬さを低下させるため少ない程好まし
く、製鋼上不可避的に含有される範囲の０．０５％以下
とする。
【００１０】ＮはＢの焼入性を向上させる効果を有効に
するために低いことが望ましく、工業生産上可能な０．
０１０％以下とする。尚、Ｎｂは硬さを確保するため、
および高周波焼入温度を上げた場合の結晶粒の粗大化を
防止するために添加するが、０．０１％未満ではその効
果は不十分であり、他方０．０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靱性の劣化を招くので、その含有量を
０．０１〜０．０５％とする。
するために低いことが望ましく、工業生産上可能な０．
０１０％以下とする。尚、Ｎｂは硬さを確保するため、
および高周波焼入温度を上げた場合の結晶粒の粗大化を
防止するために添加するが、０．０１％未満ではその効
果は不十分であり、他方０．０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靱性の劣化を招くので、その含有量を
０．０１〜０．０５％とする。
【００１１】本発明においては、この他に切削性の向上
を目的として、Ｓに加えてＰｂを機械的性質を劣化させ
ない程度の０．０１〜０．２０％の範囲で添加できる。
次に、本発明においてはかかる鋼を、棒鋼圧延時の仕上
圧延を７００〜９００℃で終了し、仕上圧延後７００〜
５００℃の温度範囲において平均冷却速度０．０５〜
０．７℃／秒で冷却するのであるが、以下にその理由を
述べる。
を目的として、Ｓに加えてＰｂを機械的性質を劣化させ
ない程度の０．０１〜０．２０％の範囲で添加できる。
次に、本発明においてはかかる鋼を、棒鋼圧延時の仕上
圧延を７００〜９００℃で終了し、仕上圧延後７００〜
５００℃の温度範囲において平均冷却速度０．０５〜
０．７℃／秒で冷却するのであるが、以下にその理由を
述べる。
【００１２】本発明で用いる高Ｃで焼入性の高い鋼材は
通常の棒鋼圧延ではパーライト分率がほぼ１００％であ
り、圧延ままでは硬くて成形加工が困難である。これに
対処すべく本発明者らは、棒鋼圧延の仕上終了温度をあ
る特定の温度範囲に制御し、さらに圧延終了後オーステ
ナイトからフェライト・パーライト変態を起こす温度域
７００〜５００℃の温度範囲を特定の冷却速度以下に制
御することにより、パーライト分率が減少し、圧延まま
で焼鈍処理と同等の硬さレベルにまで軟質化することを
見出した。
通常の棒鋼圧延ではパーライト分率がほぼ１００％であ
り、圧延ままでは硬くて成形加工が困難である。これに
対処すべく本発明者らは、棒鋼圧延の仕上終了温度をあ
る特定の温度範囲に制御し、さらに圧延終了後オーステ
ナイトからフェライト・パーライト変態を起こす温度域
７００〜５００℃の温度範囲を特定の冷却速度以下に制
御することにより、パーライト分率が減少し、圧延まま
で焼鈍処理と同等の硬さレベルにまで軟質化することを
見出した。
【００１３】即ち、仕上圧延終了温度を９００℃以下と
し、かつ圧延終了後７００〜５００℃の温度範囲の冷却
速度を０．７℃／秒以下としたのはこれらの限定値を超
すと圧延ままでの軟質化が不充分なためである。一方、
仕上圧延終了温度を７００℃以上としたのは、これ未満
ではフェライト−オーステナイト２相域圧延となり、フ
ェライトが加工硬化するためであり、また７００〜５０
０℃の冷却速度を０．０５℃／秒以上としたのは、これ
未満の冷却速度では多大な冷却時間を要し、生産性の低
下を招くためである。なお、仕上圧延終了温度を７００
〜９００℃の範囲で制御することにより、素材組織が微
細化し、これが高周波焼入−焼戻後へも引き継がれ、ド
ライブシャフトとしての最終製品の強靱化を可能として
いる。
し、かつ圧延終了後７００〜５００℃の温度範囲の冷却
速度を０．７℃／秒以下としたのはこれらの限定値を超
すと圧延ままでの軟質化が不充分なためである。一方、
仕上圧延終了温度を７００℃以上としたのは、これ未満
ではフェライト−オーステナイト２相域圧延となり、フ
ェライトが加工硬化するためであり、また７００〜５０
０℃の冷却速度を０．０５℃／秒以上としたのは、これ
未満の冷却速度では多大な冷却時間を要し、生産性の低
下を招くためである。なお、仕上圧延終了温度を７００
〜９００℃の範囲で制御することにより、素材組織が微
細化し、これが高周波焼入−焼戻後へも引き継がれ、ド
ライブシャフトとしての最終製品の強靱化を可能として
いる。
【００１４】次に本発明においてはドライブシャフト形
状に切削加工、転造等の成形加工法により成形した後、
高周波焼入焼戻により有効硬化層深さｔと鋼部材半径ｒ
との比ｔ／ｒを０．４〜０．７の値で表面を硬化させ
る。高周波焼入の捩り強度は高周波焼入深さを深くする
ほど向上するが、有効硬化層深さが鋼部材半径ｒとの比
ｔ／ｒで０．４未満では、捩り強さ向上の効果が小さ
い。一方、ｔ／ｒが０．７を超えると強さの増加は飽和
し、かえって低下するため焼き割れが発生し易くなる。
以上の理由で、有効硬化層深さｔと鋼部材半径ｒとの比
ｔ／ｒを０．４〜０．７とした。
状に切削加工、転造等の成形加工法により成形した後、
高周波焼入焼戻により有効硬化層深さｔと鋼部材半径ｒ
との比ｔ／ｒを０．４〜０．７の値で表面を硬化させ
る。高周波焼入の捩り強度は高周波焼入深さを深くする
ほど向上するが、有効硬化層深さが鋼部材半径ｒとの比
ｔ／ｒで０．４未満では、捩り強さ向上の効果が小さ
い。一方、ｔ／ｒが０．７を超えると強さの増加は飽和
し、かえって低下するため焼き割れが発生し易くなる。
以上の理由で、有効硬化層深さｔと鋼部材半径ｒとの比
ｔ／ｒを０．４〜０．７とした。
【００１５】なお、断面が非軸対称な部位については、
本発明では断面積より求められる円相当半径を用いて鋼
部材半径ｒとする。また、有効硬化層深さは、ＪＩＳＧ
０５５９で規定する高周波焼入硬化層深さ測定方法に基
づく有効硬化層深さである。また、上記焼入後に焼戻を
行うのは、高周波焼入層をより強靱な組織にするためで
あり、１７０℃前後（±１０％）で行うのが適切であ
る。この製造工程で軟質化の効果を得るには、先に述べ
た合金元素Ｍｎ，Ｂ含有量を適切な範囲に制御し、Ｓｉ
を混入させないことが欠くべからざる条件である。
本発明では断面積より求められる円相当半径を用いて鋼
部材半径ｒとする。また、有効硬化層深さは、ＪＩＳＧ
０５５９で規定する高周波焼入硬化層深さ測定方法に基
づく有効硬化層深さである。また、上記焼入後に焼戻を
行うのは、高周波焼入層をより強靱な組織にするためで
あり、１７０℃前後（±１０％）で行うのが適切であ
る。この製造工程で軟質化の効果を得るには、先に述べ
た合金元素Ｍｎ，Ｂ含有量を適切な範囲に制御し、Ｓｉ
を混入させないことが欠くべからざる条件である。
【００１６】
【実施例】表１の組成を有する鋼材を表２に示す条件で
２６ｍｍφの棒鋼に圧延し、平行部が２０ｍｍφの捩り
試験片に機械加工した。その後、表３に示す条件で高周
波焼入を行い、１７０℃×１時間の条件で焼戻を行い、
捩り試験を行った。尚、加工性の評価は圧延まま棒鋼の
硬さを指標として行った。
２６ｍｍφの棒鋼に圧延し、平行部が２０ｍｍφの捩り
試験片に機械加工した。その後、表３に示す条件で高周
波焼入を行い、１７０℃×１時間の条件で焼戻を行い、
捩り試験を行った。尚、加工性の評価は圧延まま棒鋼の
硬さを指標として行った。
【００１７】表４、表５（表４のつづき）に捩り試験結
果を圧延ままの硬さと併せて示す。ここでは高強度の目
標として捩り強度１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、また圧延
まま棒鋼の加工性確保の目標として、硬さＨＲＢ≦９０
とした。表４、表５から明らかなように、本発明法の記
号１、２、３、４、５による試料は１５０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上の優れた捩り強度を示し、かつ圧延まま棒鋼の加
工性の優れていることがわかる。一方、比較例の記号
６、７、８はＣ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれかの含有量が本発
明の範囲を下回った場合であり、捩り強度が目標値を達
成していない。また、比較例の記号９、１０、１１は
Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれかの含有量が本発明の範囲を上
回った場合であり、比較例の記号１２はＳｉが添加され
た場合であり、共に圧延ままの加工性が不足している。
また、比較例の記号１３は、圧延の仕上温度が本発明の
範囲を上回った場合であり、比較例の記号１４は冷却速
度が本発明の範囲を上回った場合であり、共に圧延まま
の加工性が不足している。また、比較例の記号１５は高
周波焼入深さが本発明の範囲を下回った場合であり、捩
り強度が目標値を達成していない。
果を圧延ままの硬さと併せて示す。ここでは高強度の目
標として捩り強度１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、また圧延
まま棒鋼の加工性確保の目標として、硬さＨＲＢ≦９０
とした。表４、表５から明らかなように、本発明法の記
号１、２、３、４、５による試料は１５０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上の優れた捩り強度を示し、かつ圧延まま棒鋼の加
工性の優れていることがわかる。一方、比較例の記号
６、７、８はＣ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれかの含有量が本発
明の範囲を下回った場合であり、捩り強度が目標値を達
成していない。また、比較例の記号９、１０、１１は
Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれかの含有量が本発明の範囲を上
回った場合であり、比較例の記号１２はＳｉが添加され
た場合であり、共に圧延ままの加工性が不足している。
また、比較例の記号１３は、圧延の仕上温度が本発明の
範囲を上回った場合であり、比較例の記号１４は冷却速
度が本発明の範囲を上回った場合であり、共に圧延まま
の加工性が不足している。また、比較例の記号１５は高
周波焼入深さが本発明の範囲を下回った場合であり、捩
り強度が目標値を達成していない。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】
【表４】
【００２２】
【表５】
【００２３】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明によれば、圧
延ままで加工性が優れ、かつ高強度の使用に耐え得るド
ライブシャフトの製造が可能であり、製造コストの低減
も可能となることから、本発明は産業上極めて有用であ
る。
延ままで加工性が優れ、かつ高強度の使用に耐え得るド
ライブシャフトの製造が可能であり、製造コストの低減
も可能となることから、本発明は産業上極めて有用であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭62−253724（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−196327（ＪＰ，Ａ) 特公 昭63−62571（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/06,9/28 C21D 9/30,9/52
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比として Ｃ ；０．３８超 〜０．５０％、 Ｍｎ；０．３０ 〜１．０％、 Ｃｒ；０．３０ 〜１．０％、 Ａｌ；０．０１ 〜０．０５％、 Ｔｉ；０．０１ 〜０．０４％、 Ｂ ；０．０００５〜０．００３％を含有し、 Ｓｉ；０．０５％以下、 Ｎ ；０．０１０％以下に制限し さらにＳ；０．０１〜０．０７％およびＰｂ；０．０１
〜０．０２％の１種以上含有し、残部はＦｅと不可避の
不純物からなる組成の鋼を用い、棒鋼圧延時の仕上圧延
を７００〜９００℃で終了し、仕上圧延後７００〜５０
０℃の温度範囲において平均冷却速度０．０５〜０．７
℃／秒で冷却した圧延棒鋼を、圧延ままでドライブシャ
フト形状に切削加工、転造等の成形加工法により成形
し、次いで高周波焼入焼戻による有効硬化層深さｔと鋼
部材半径ｒの比ｔ／ｒを０．４〜０．７の値で表面を硬
化することを特徴とする高強度ドライブシャフトの製造
方法。 - 【請求項２】 さらにＮｂ；０．０１〜０．０５％を含
有する鋼を用いることを特徴とする請求項１記載の高強
度ドライブシャフトの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3051716A JP3012997B2 (ja) | 1991-03-15 | 1991-03-15 | 高強度ドライブシャフトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3051716A JP3012997B2 (ja) | 1991-03-15 | 1991-03-15 | 高強度ドライブシャフトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04285121A JPH04285121A (ja) | 1992-10-09 |
| JP3012997B2 true JP3012997B2 (ja) | 2000-02-28 |
Family
ID=12894617
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3051716A Expired - Fee Related JP3012997B2 (ja) | 1991-03-15 | 1991-03-15 | 高強度ドライブシャフトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| JP (1) | JP3012997B2 (ja) |
-
1991
- 1991-03-15 JP JP3051716A patent/JP3012997B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH04285121A (ja) | 1992-10-09 |
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