JPH01316441A - 靭性に優れた耐熱鋼 - Google Patents
靭性に優れた耐熱鋼Info
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- JPH01316441A JPH01316441A JP14621888A JP14621888A JPH01316441A JP H01316441 A JPH01316441 A JP H01316441A JP 14621888 A JP14621888 A JP 14621888A JP 14621888 A JP14621888 A JP 14621888A JP H01316441 A JPH01316441 A JP H01316441A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、火力発電プラント、化学プラント用等に使
用される靭性に優れた耐熱鋼に関するものである。
用される靭性に優れた耐熱鋼に関するものである。
バナジウムを含有する低合金耐熱鋼は、良好なりリープ
強さを得るために、焼ならし加熱時にバナジウムカーバ
イドを十分に固溶させ、その後の焼もどし時に微細析出
させる必要がある。バナジウムカーバイドを十分に固溶
させるためには950〜1050℃程度の高温部ならし
が必要であるが、粗粒化による靭性低下を伴う。このた
め、従来は焼ならし加熱時に非常に厳重な温度管理を必
要とし、しかも靭性も全体的に低かった。
強さを得るために、焼ならし加熱時にバナジウムカーバ
イドを十分に固溶させ、その後の焼もどし時に微細析出
させる必要がある。バナジウムカーバイドを十分に固溶
させるためには950〜1050℃程度の高温部ならし
が必要であるが、粗粒化による靭性低下を伴う。このた
め、従来は焼ならし加熱時に非常に厳重な温度管理を必
要とし、しかも靭性も全体的に低かった。
例えば、特開昭63−62848号にはバナジウムを含
有した高強度低合金耐熱鋼が開示されているが、前記耐
熱鋼の0℃シャルピー衝撃値は6〜9 Kgf−m’/
a/iであり、その数値は10−に%lf−m/−未満
の低い値である。
有した高強度低合金耐熱鋼が開示されているが、前記耐
熱鋼の0℃シャルピー衝撃値は6〜9 Kgf−m’/
a/iであり、その数値は10−に%lf−m/−未満
の低い値である。
また、特公昭61−16419号に開示された低合金耐
熱鋼にみられるように、従来の低合金耐熱鋼の高靭性化
には、At、Nによるγ粒の微細化が多く用いられてき
たが、焼ならし温度が950℃以上の高温の場合、At
、 Nが粗大化するため細粒化の効果がほとんど認めら
れなくなる問題があった。
熱鋼にみられるように、従来の低合金耐熱鋼の高靭性化
には、At、Nによるγ粒の微細化が多く用いられてき
たが、焼ならし温度が950℃以上の高温の場合、At
、 Nが粗大化するため細粒化の効果がほとんど認めら
れなくなる問題があった。
従って、この発明の目的は、バナジウムカーノ(イドの
固溶に必要な950〜1050℃の高温部ならしを行な
った場合に、細粒細織および良好な靭性を得ることがで
き、しかも、曲げ加工性が低下することのない低合金耐
熱鋼を提供することにある。
固溶に必要な950〜1050℃の高温部ならしを行な
った場合に、細粒細織および良好な靭性を得ることがで
き、しかも、曲げ加工性が低下することのない低合金耐
熱鋼を提供することにある。
この発明は、
C:0.05〜0.15 vrt、係、Si:0.1〜
1. Ovrt、チ、 Mn : 0.1〜1.5 wt、%、Cr : 0.
4〜1.4 wt、%、Mo:Q、1〜0.7 wt、
%、 v : 0.1〜0.4 wt、%、 N:0.005〜0.025 wt、俤、および、残部
二Feおよび不可避不純物からなることに特徴を有し、 または、 C:0.05〜0.l 5 wt、チ、Si:0.1〜
1. 0wt.%、 Mn : 0.1〜1.5 wt、%、Cr :
0.4〜1.4 vrt、%、Mo : 0.
1−1−0.7 wt、%、V : 0,1〜0.
4 wt、%、N : 0.005 〜0.025
wt、%下記からなる群から選んだ少なくとも1つ
の元素、 B : 0.0005〜0.002 wt、%、Ni
: 0.1〜0.5 vrt、%、NbHo、ox〜0
.l 0wt.%、および、残部二Feおよび不可避不
純物からなることに特徴を有するものである。
1. Ovrt、チ、 Mn : 0.1〜1.5 wt、%、Cr : 0.
4〜1.4 wt、%、Mo:Q、1〜0.7 wt、
%、 v : 0.1〜0.4 wt、%、 N:0.005〜0.025 wt、俤、および、残部
二Feおよび不可避不純物からなることに特徴を有し、 または、 C:0.05〜0.l 5 wt、チ、Si:0.1〜
1. 0wt.%、 Mn : 0.1〜1.5 wt、%、Cr :
0.4〜1.4 vrt、%、Mo : 0.
1−1−0.7 wt、%、V : 0,1〜0.
4 wt、%、N : 0.005 〜0.025
wt、%下記からなる群から選んだ少なくとも1つ
の元素、 B : 0.0005〜0.002 wt、%、Ni
: 0.1〜0.5 vrt、%、NbHo、ox〜0
.l 0wt.%、および、残部二Feおよび不可避不
純物からなることに特徴を有するものである。
次に、この発明の耐熱鋼について詳細に説明する。
良好な靭性を得るためには細粒組織にすることが必要で
ある。本発明については、Nを0.005〜0.025
wt、%含有させることにより、950〜1050℃
の高温部ならしを行なった場合でもバナジウムナイトラ
イドが完全に固溶しなくなる。
ある。本発明については、Nを0.005〜0.025
wt、%含有させることにより、950〜1050℃
の高温部ならしを行なった場合でもバナジウムナイトラ
イドが完全に固溶しなくなる。
この未固溶のバナジウムナイトライドの存在により、加
熱時の粒成長が抑制され、細粒細織が維持される。次い
で本発明の耐熱鋼の化学成分組成を上述のように限定し
た理由について以下に述べる。
熱時の粒成長が抑制され、細粒細織が維持される。次い
で本発明の耐熱鋼の化学成分組成を上述のように限定し
た理由について以下に述べる。
(1)C:
Cはクリープ破断強さに寄与するバナジウムカーバイド
を形成するために含有される。Cの含有量が0,05w
t、% 未満では所望の効果が得られず、一方、0.l
5 wt、% を超えると溶接性が悪くなる。
を形成するために含有される。Cの含有量が0,05w
t、% 未満では所望の効果が得られず、一方、0.l
5 wt、% を超えると溶接性が悪くなる。
従って、Cの含有量はo、o s 〜0.15vi、%
の範囲に限定すべきである。
の範囲に限定すべきである。
(z)st:
Slは脱酸剤として添加され、 耐酸化性を向上させる
。Slの含有量が0.l Owt、4未満では脱酸が充
分に行なわれず、一方、1. Owt、% を超えると
過剰添加となり靭性が損われる。従って、Slの、含有
量は0.1〜1.0wt.% の範囲に限定すべきであ
る。
。Slの含有量が0.l Owt、4未満では脱酸が充
分に行なわれず、一方、1. Owt、% を超えると
過剰添加となり靭性が損われる。従って、Slの、含有
量は0.1〜1.0wt.% の範囲に限定すべきであ
る。
(3)Mn:
MnはSlと同様に脱酸剤として用いられる。また、熱
間加工性に有害な不純物のSをMnSとじて固定するの
に必要である。Mnの含有量が0.10wt。
間加工性に有害な不純物のSをMnSとじて固定するの
に必要である。Mnの含有量が0.10wt。
チ未満では所望の効果が得られず、一方、1m5 Wt
。
。
チを超えると靭性が低下する。従って、Mnの含有量は
0.1〜1.5wt、% の範囲に限定すべきである。
0.1〜1.5wt、% の範囲に限定すべきである。
(4) Cr:
Cr は高温における耐酸化性上重要な元素である。
Crの含有量がo、4wt、4未満では所望の効果が得
られず、一方、1.4 wL% を超えると溶接性が低
下し、且つ、高価である。従って、Crの含有量は0.
4〜1.4wt、% の範囲に限定すべきである。
られず、一方、1.4 wL% を超えると溶接性が低
下し、且つ、高価である。従って、Crの含有量は0.
4〜1.4wt、% の範囲に限定すべきである。
(5)Mo:
Mo は固溶強化によりクリープ破断強さを上昇させ
る。MOの含有量がo、1wt、4未満では所望の効果
が得られず、一方、Q、7wt、% を超えると溶接性
が低下し、且つ、高価である。従って、MOの含有量は
0.1〜o、7wt、% の範囲に限定すべきである。
る。MOの含有量がo、1wt、4未満では所望の効果
が得られず、一方、Q、7wt、% を超えると溶接性
が低下し、且つ、高価である。従って、MOの含有量は
0.1〜o、7wt、% の範囲に限定すべきである。
(6)v:
■はバナジウムカーバイドの微細分散によるクリープ強
さの向上、および、未阻溶バナジウムナイトライドによ
る細粒化をもたらすために必要である。Vの含有量がo
、1wt、、% 未満では所望の効果が得られず、一方
、o、4wt、、% を超えると靭性の低下をもたら
し、且つ、高価である。従って、■の含有量は0.1〜
0.4wt、%の範囲に限定すべきである。
さの向上、および、未阻溶バナジウムナイトライドによ
る細粒化をもたらすために必要である。Vの含有量がo
、1wt、、% 未満では所望の効果が得られず、一方
、o、4wt、、% を超えると靭性の低下をもたら
し、且つ、高価である。従って、■の含有量は0.1〜
0.4wt、%の範囲に限定すべきである。
(7)N:
Nは前述したように、高温焼ならしを行なった場合のバ
ナジウムナイトライドの完全固溶をなくし、未固溶のバ
ナジウムナイトライドの存在により加熱時の粒成長を抑
制する。Nの含有量が0.005yt、 % 未満では
所望の効果が得られず一方、0.025yt、 %
を超えるとバナジウムナイトライドとしてバナジウムが
多量に奪われ、バナジウムカーバイドの析出量が減少す
る。従って、Nの含有量は0.005〜0.025 w
t、チの範囲に限定すべきである。
ナジウムナイトライドの完全固溶をなくし、未固溶のバ
ナジウムナイトライドの存在により加熱時の粒成長を抑
制する。Nの含有量が0.005yt、 % 未満では
所望の効果が得られず一方、0.025yt、 %
を超えるとバナジウムナイトライドとしてバナジウムが
多量に奪われ、バナジウムカーバイドの析出量が減少す
る。従って、Nの含有量は0.005〜0.025 w
t、チの範囲に限定すべきである。
(8)B:
Bは粒界の強度を高め、クリープ破断強さの上昇に有効
である。Bの含有量が0.0005 wt、4未満では
所望の効果が得られず、一方、0,002 wt。
である。Bの含有量が0.0005 wt、4未満では
所望の効果が得られず、一方、0,002 wt。
チを超えると溶接性が悪化する。従って、Bの含有量は
0.0005〜0.002 vrt、%の範囲に限定す
べきである。
0.0005〜0.002 vrt、%の範囲に限定す
べきである。
(9)N1:
N1は靭性を向上させる効果がある。Niの含有量が0
.1 wt、4未満では所望の効果が得られず、一方、
o、5wt、% を超えると効果は飽和する。従って
、Niの含有量は0.1〜0.5wt、%の範囲に限定
すべきである。
.1 wt、4未満では所望の効果が得られず、一方、
o、5wt、% を超えると効果は飽和する。従って
、Niの含有量は0.1〜0.5wt、%の範囲に限定
すべきである。
αINb:
Nb は細粒化に有効であり、且つ、クリープ破断強さ
にも有効である。Nbの含有量が0.01 wt、4未
満では所望の効果が得られず、一方、0.l wt、%
を超えると溶接性が悪化する。従って、Nb の含有量
は0.01〜0.10 wt、%の範囲に限定すべきで
ある。
にも有効である。Nbの含有量が0.01 wt、4未
満では所望の効果が得られず、一方、0.l wt、%
を超えると溶接性が悪化する。従って、Nb の含有量
は0.01〜0.10 wt、%の範囲に限定すべきで
ある。
本発明においては、B、NiおよびNbを上記含有量の
範囲内において1種以上含有させる。
範囲内において1種以上含有させる。
次いで、熱処理について述べる。
本発明鋼は以下に述べる熱処理を施すことが有効である
。焼ならし温度は950〜1050°Cの範囲にするこ
とが好ましい。焼ならし温度が950℃未満ではバナジ
ウムカーバイドが十分に固溶せず、一方、1050℃を
超えると粗粒化により靭性が劣化する。
。焼ならし温度は950〜1050°Cの範囲にするこ
とが好ましい。焼ならし温度が950℃未満ではバナジ
ウムカーバイドが十分に固溶せず、一方、1050℃を
超えると粗粒化により靭性が劣化する。
焼きもどしはバナジウムカーバイドを微細に析出させる
ために必要な処理で′あるが、Ac、点を超えて加熱す
るとオーステナイト相が現出してくるためAc1点以下
で加熱処理することが好ましい。
ために必要な処理で′あるが、Ac、点を超えて加熱す
るとオーステナイト相が現出してくるためAc1点以下
で加熱処理することが好ましい。
ミクロ組織がベイナイト−相組織の場合には、長時間ク
リープの破断延性が劣る。従って、フェライト、ベイナ
イトまたはバーライトニ相組織とする必要がある。
リープの破断延性が劣る。従って、フェライト、ベイナ
イトまたはバーライトニ相組織とする必要がある。
次にこの発明を実施例によって説明する。
真空高周波溶解ケによって5’OKgの鋼塊に溶製され
た第1表に示す本発明鋼および本発明の範囲外の化学成
分組成を有する比較鋼の各々を熱間圧延し、肉厚12簡
の供試体に調製した。
た第1表に示す本発明鋼および本発明の範囲外の化学成
分組成を有する比較鋼の各々を熱間圧延し、肉厚12簡
の供試体に調製した。
次いで、各供試体に対して1000℃の温度で焼ならし
を行なった後、740℃の温度で焼もどしを行なった。
を行なった後、740℃の温度で焼もどしを行なった。
この焼もどしを行った時の状態の各供試体のASTMr
粒度番号、フェライト相率(1)、および、破面遷移温
度(℃)を第1表に併せて示した。
粒度番号、フェライト相率(1)、および、破面遷移温
度(℃)を第1表に併せて示した。
次いで、焼もどしを行なった時の各供試体に対して、室
温引張強さ試験、550℃でのクリープ破断強さ試験、
および、0℃におけるシャルピー吸収エネルギー試験を
実施し、その結果を第1表に併せて示した。
温引張強さ試験、550℃でのクリープ破断強さ試験、
および、0℃におけるシャルピー吸収エネルギー試験を
実施し、その結果を第1表に併せて示した。
550℃でのクリープ破断強さ試験は103hの破断強
度を求めた。
度を求めた。
なお、比較鋼隊8〜10は、特開昭63−62848号
に開示された発明に係るものである。
に開示された発明に係るものである。
第1表に示すように、本発明鋼Nll〜22は、いずれ
も、破面遷移温度が一15℃以下、0℃のシャルピー吸
収エネルギーが28 Kgf Hrn/a/l 以上
であυ良好な靭性を示し、且つ、550℃XIO’hの
クリープ破断強さが20. s Kgt/d以上であシ
良好なりリープ破断強さを示した。
も、破面遷移温度が一15℃以下、0℃のシャルピー吸
収エネルギーが28 Kgf Hrn/a/l 以上
であυ良好な靭性を示し、且つ、550℃XIO’hの
クリープ破断強さが20. s Kgt/d以上であシ
良好なりリープ破断強さを示した。
これに対して、比較鋼随1〜mloには靭性およびクリ
ープ破断強さの両;;が良好な特性を示すものはなかっ
た。
ープ破断強さの両;;が良好な特性を示すものはなかっ
た。
Cの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼Nalは
クリープ破断強さが劣っていた。
クリープ破断強さが劣っていた。
Crの含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼N12
は靭性およびクリープ破断強さが劣っていた。
は靭性およびクリープ破断強さが劣っていた。
Moの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼醜3は
クリープ破断強さが劣っていた。
クリープ破断強さが劣っていた。
Vの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼maはク
リープ破断強さが劣っていた。
リープ破断強さが劣っていた。
■の含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼Na5は
靭性が劣っていた。
靭性が劣っていた。
Nの含有量が本発明の範囲を外れて低い比較鋼N116
はr粒径が大きく、破面遷移温度が+30℃と高く、靭
性も劣っていた。
はr粒径が大きく、破面遷移温度が+30℃と高く、靭
性も劣っていた。
Nの含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼N17は
クリープ破断強さが劣っていた。
クリープ破断強さが劣っていた。
N1およびNbを含有するが、Crの含有量が本発明の
範囲を外れて高い比較鋼Na8、および、CrおよびM
Oの含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼Nl19
,10は、いずれも、破面遷移温度が0℃付近と高く、
また、0℃におけるシャルピー吸収エネルギー値も10
Kff−m/clA 以下で本発明鋼と比較して靭性
が劣っていた。
範囲を外れて高い比較鋼Na8、および、CrおよびM
Oの含有量が本発明の範囲を外れて高い比較鋼Nl19
,10は、いずれも、破面遷移温度が0℃付近と高く、
また、0℃におけるシャルピー吸収エネルギー値も10
Kff−m/clA 以下で本発明鋼と比較して靭性
が劣っていた。
第1図はNの含有量とASTM r粒度番号との関係
を示すグラフ、第2図はNの含有量と破面遷移温度との
関係を示すグラフ、第3図はNの含有量と550℃XI
O’h でのクリープ破断強さとの関係を示すグラフで
ある。
を示すグラフ、第2図はNの含有量と破面遷移温度との
関係を示すグラフ、第3図はNの含有量と550℃XI
O’h でのクリープ破断強さとの関係を示すグラフで
ある。
第1図〜第3図において、本発明鋼N1116〜18、
および、比較鋼N116,7の各々について、Nの含有
量のみを変化させ、他の元素の含有量はほぼ一定とし、
6鋼に1000℃の温度で焼ならしを施し、次いで74
0℃の温度で焼もどしたときの特性を示している。
および、比較鋼N116,7の各々について、Nの含有
量のみを変化させ、他の元素の含有量はほぼ一定とし、
6鋼に1000℃の温度で焼ならしを施し、次いで74
0℃の温度で焼もどしたときの特性を示している。
第1図〜第3図に示すように、Nの含有量が0、 OQ
5 wt8%未満では、7粒径が大きく、靭性が低い
。一方、0.025 wL% を超えると、550’(
:Xl03h でのクリープ破断強さが急激に低下す
る。従って、Nの含有量が本発明の範囲内ケあれば、細
粒によシ良好な靭性を示すことがわかる。
5 wt8%未満では、7粒径が大きく、靭性が低い
。一方、0.025 wL% を超えると、550’(
:Xl03h でのクリープ破断強さが急激に低下す
る。従って、Nの含有量が本発明の範囲内ケあれば、細
粒によシ良好な靭性を示すことがわかる。
第4図は本発明鋼Nl11に対して、焼ならし温度を変
化させて焼ならしを施したときの550℃×103h
でのクリープ破断強さと焼ならし温度との関係を示すグ
ラフである。
化させて焼ならしを施したときの550℃×103h
でのクリープ破断強さと焼ならし温度との関係を示すグ
ラフである。
クリープ破断試・験は、焼ならしを種々の温度で行なっ
た後、−律740℃の温度で焼もどしを行った後に実施
した。
た後、−律740℃の温度で焼もどしを行った後に実施
した。
第4図に示すように、焼ならし温度が950℃未満の場
合にはクリープ破断強さが急激に低下する。従って、焼
ならしは950℃以上の高温で行なうことが有効である
ことがわかる。一方、焼ならし温度がl’050℃を超
えると靭性低下の問題が生じる。
合にはクリープ破断強さが急激に低下する。従って、焼
ならしは950℃以上の高温で行なうことが有効である
ことがわかる。一方、焼ならし温度がl’050℃を超
えると靭性低下の問題が生じる。
以上説明したように、この発明によれば、バナジウムカ
ーバイドの固溶に必要な950〜1050℃の高温焼な
らしを行なった場合にも細粒組織が得られ、良好な靭性
が得られる。さらに、細粒によシベイナイト量の増加が
抑制されるため、引張強さの上昇を押えることができ、
曲げ加工性上も有益である等、産業上有用な効果が得ら
れる。
ーバイドの固溶に必要な950〜1050℃の高温焼な
らしを行なった場合にも細粒組織が得られ、良好な靭性
が得られる。さらに、細粒によシベイナイト量の増加が
抑制されるため、引張強さの上昇を押えることができ、
曲げ加工性上も有益である等、産業上有用な効果が得ら
れる。
第1図はNの含有量とASTMγ粒度番号との関係を−
示すグラフ、第2図はNの含有量と破面遷移温度との関
係を示すグラフ、第3図はNの含有量と550℃X10
3h でのクリープ破断強さとの関係を示すグラフ、
第4図は焼ならし温度と550℃×10hでのクリープ
破断強さとの関係を示すグラフである。
示すグラフ、第2図はNの含有量と破面遷移温度との関
係を示すグラフ、第3図はNの含有量と550℃X10
3h でのクリープ破断強さとの関係を示すグラフ、
第4図は焼ならし温度と550℃×10hでのクリープ
破断強さとの関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.05〜0.15wt.%、 Si:0.1〜1.0wt.%、 Mn:0.1〜1.5wt.%、 Cr:0.4〜1.4wt.%、 Mo:0.1〜0.7wt.%、 V:0.1〜0.4wt.%、 N:0.005〜0.025wt.%、および、残部:
Feおよび不可避不純物からなる、靭性に優れた耐熱鋼
。 2 C:0.05〜0.15wt.%、 Si:0.1〜1.0wt.%、 Mn:0.1〜1.5wt.%、 Cr:0.4〜1.4wt.% 、 Mo:0.1〜0.7wt.%、 V:0.1〜0.4wt.%、 N:0.005〜0.025wt.% 下記からなる群から選んだ少なくとも1つの元素、B:
0.0005〜0.002wt.% Ni:0.1〜0.5wt.%、 Nb:0.01〜0.10wt.%、および、残部:F
eおよび不可避不純物からなる、靭性に優れた耐熱鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63146218A JP2734525B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 靭性に優れた耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63146218A JP2734525B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 靭性に優れた耐熱鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01316441A true JPH01316441A (ja) | 1989-12-21 |
JP2734525B2 JP2734525B2 (ja) | 1998-03-30 |
Family
ID=15402782
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63146218A Expired - Lifetime JP2734525B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 靭性に優れた耐熱鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2734525B2 (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0387333A (ja) * | 1989-08-30 | 1991-04-12 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 |
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US6514359B2 (en) | 2000-03-30 | 2003-02-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Heat resistant steel |
WO2007013485A1 (ja) * | 2005-07-26 | 2007-02-01 | Sanoh Kogyo Kabushiki Kaisha | 高強度鋼管およびその熱処理方法 |
Citations (3)
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-
1988
- 1988-06-14 JP JP63146218A patent/JP2734525B2/ja not_active Expired - Lifetime
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2734525B2 (ja) | 1998-03-30 |
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