JPH0321622B2 - - Google Patents
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- JPH0321622B2 JPH0321622B2 JP54027749A JP2774979A JPH0321622B2 JP H0321622 B2 JPH0321622 B2 JP H0321622B2 JP 54027749 A JP54027749 A JP 54027749A JP 2774979 A JP2774979 A JP 2774979A JP H0321622 B2 JPH0321622 B2 JP H0321622B2
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- thermal expansion
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、常温引張り強さが100Kg／mm2以上で
あつて、200〜300℃の温度範囲における平均熱膨
脹係数が10×10-6／℃以下である、高強度低熱膨
脹合金に関する。
あつて、200〜300℃の温度範囲における平均熱膨
脹係数が10×10-6／℃以下である、高強度低熱膨
脹合金に関する。
各種の精密機器の部品で低熱膨脹特性を要求さ
れるものの製造には、インバー合金（36Ni−Fe）
が用いられている。 この合金は磁気変態点が約165℃と比較的低く、
これを超える温度では急に熱膨脹係数が増大する
傾向があつて使用可能な温度領域が狭く、また常
温引張り強さは高々60Kg／mm2であり、構造材料と
しては不満足である。 最近、航空機や公害対策に使用する機器などに
は、200〜300℃程度の高温度まで高精度を維持す
る材料が必要となり、この温度領域の熱膨脹係数
が小さく、かつ100Kg／mm2以上の高強度を有する
材料の開発が強く要望されている。 そこで本発明者らは、200℃〜300℃の高温領域
においても10×10-6／℃以下の低熱膨脹係数を有
し、100Kg／mm2以上の高強度を有する材料の開発
を企て、インバー合金をベースとする合金につい
て、種々の面から調査した。 インバー合金を冷間加工すると熱膨脹係数がさ
らに低くなることが知られており、冷間加工その
ものは熱膨脹係数の低位安定化にしばしば利用さ
れている。冷間加工は、加工硬化による強度の向
上にも有効な手段である。 ところが、冷間加工による低熱膨脹化の効果
は、わずかな温度上昇、たとえば120℃1X分程度
の加熱によつても消滅してしまい、実用上高温で
の熱膨脹特性が問題となるような場合には、その
ままでは適用し難い。
れるものの製造には、インバー合金（36Ni−Fe）
が用いられている。 この合金は磁気変態点が約165℃と比較的低く、
これを超える温度では急に熱膨脹係数が増大する
傾向があつて使用可能な温度領域が狭く、また常
温引張り強さは高々60Kg／mm2であり、構造材料と
しては不満足である。 最近、航空機や公害対策に使用する機器などに
は、200〜300℃程度の高温度まで高精度を維持す
る材料が必要となり、この温度領域の熱膨脹係数
が小さく、かつ100Kg／mm2以上の高強度を有する
材料の開発が強く要望されている。 そこで本発明者らは、200℃〜300℃の高温領域
においても10×10-6／℃以下の低熱膨脹係数を有
し、100Kg／mm2以上の高強度を有する材料の開発
を企て、インバー合金をベースとする合金につい
て、種々の面から調査した。 インバー合金を冷間加工すると熱膨脹係数がさ
らに低くなることが知られており、冷間加工その
ものは熱膨脹係数の低位安定化にしばしば利用さ
れている。冷間加工は、加工硬化による強度の向
上にも有効な手段である。 ところが、冷間加工による低熱膨脹化の効果
は、わずかな温度上昇、たとえば120℃1X分程度
の加熱によつても消滅してしまい、実用上高温で
の熱膨脹特性が問題となるような場合には、その
ままでは適用し難い。
本発明の目的は、このような技術の行詰りを打
破して、インバー合金の高強度化と低熱膨脹化に
役立つ冷間加工の効果が、高い温度領域まで安定
に維持されるような合金を提供することにある。
破して、インバー合金の高強度化と低熱膨脹化に
役立つ冷間加工の効果が、高い温度領域まで安定
に維持されるような合金を提供することにある。
上記の目的を達成する本発明の高強度低熱膨脹
合金は、Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満、Co：0.1〜
5.0％未満およびCu：0.1〜7.0％（ただし、Co＋
Cu：8.0％以下）とともに、（Ni＋Co＋Cu）：38.0
〜50.0％となるNiを含有し、Si、MnおよびCrの
１種または２種以上を（２種以上の場合は合計量
で）1.0％以下と、Mo、Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、
TaおよびＷの１種または２種以上を（２種以上
の場合は合計量で）0.20〜4.0％含有し、残部が
実質的にFeからなる組成の合金に対し、減面率
50％以上の冷間加工を施してなり、常温引張り強
さが100Kg／mm2以上、20〜300℃における平均熱膨
脹係数が10×10-6／℃以下である。
合金は、Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満、Co：0.1〜
5.0％未満およびCu：0.1〜7.0％（ただし、Co＋
Cu：8.0％以下）とともに、（Ni＋Co＋Cu）：38.0
〜50.0％となるNiを含有し、Si、MnおよびCrの
１種または２種以上を（２種以上の場合は合計量
で）1.0％以下と、Mo、Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、
TaおよびＷの１種または２種以上を（２種以上
の場合は合計量で）0.20〜4.0％含有し、残部が
実質的にFeからなる組成の合金に対し、減面率
50％以上の冷間加工を施してなり、常温引張り強
さが100Kg／mm2以上、20〜300℃における平均熱膨
脹係数が10×10-6／℃以下である。
本発明の合金の組成を上記のように定めた理由
は、つぎのとおりである。 Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満 固溶硬化による材質強化に大きく貢献する元素
であり、引張り強さ100Kg／mm2以上を確保するた
めには0.1％を超える量含有させる必要がある。
多量に含有すると炭化物を形成しやすく、Fe−
Ni系合金本来の熱膨脹特性を不安定にするため、
0.3％未満に限定した。 Ni：CoおよびCuとの合計量が38.0〜50.0％とな
る量 低熱膨脹特性の実現に不可欠の元素であり、10
×10-6／℃以下の熱膨脹率を確保するためには、
38％以上を占める必要がある。ただしCoおよび
Cuを添加した量に応じてNi量を減少させること
ができる。熱膨脹率は、Ni量の増大につれて低
下し、CoおよびCuとの合計量が42〜45％となる
Ni量で最も低い値をとり、それ以上では逆に高
くなる。CoおよびCuとの合計量が50％以上とな
る量のNiが存在すると、10×10-6／℃以下の熱
膨脹率を確保することが困難になる。 Si、Mn、Cr：１種または２種以上を、２種以上
の場合は合計量で1.0％以下 これらの元素は、強度を向上させるのに有効で
ある。多量に添加すると合金の清浄度を害し、靭
性を低下させるほか、熱膨脹率も高くなるため、
合計量で1.0％以下に限定した。 Mo、Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Ta、Ｗ：１種また
は２種以上を、２種以上の場合は合計量で0.2
〜4.0％ これらは、高温を含む広い温度領域（常温〜
350℃）における熱膨脹率を低位安定に保つため
に必須の元素であり、１種または２種以上で少な
くとも0.20％を含有させる必要がある。多量にな
ると再び熱膨脹率が高くなるため、合計で4.0％
以下に限定した。 Co：0.1〜5.0％未満、およびCu：0.1〜7.0％（た
だし、Co＋Cu：8.0％以下） いずれも、Fe−Ni系合金のNi量にもとづく熱
膨脹率曲線を、低Ni側に移動させる効果がある。
そこで、上記範囲内でNiの一部をCoおよびCuで
置換することができる。この効果は、両者をそれ
ぞれ0.1％以上添加したとき明確になる。一方、
上記した限界を超えるとFe−Ni系合金本来の熱
膨脹率を上昇させる。 減面率50％以上の冷間加工： このような強加工を施すことによつて、引張り
強度が向上する一方で、熱膨脹率も低くなるとい
う好結果が得られる。
は、つぎのとおりである。 Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満 固溶硬化による材質強化に大きく貢献する元素
であり、引張り強さ100Kg／mm2以上を確保するた
めには0.1％を超える量含有させる必要がある。
多量に含有すると炭化物を形成しやすく、Fe−
Ni系合金本来の熱膨脹特性を不安定にするため、
0.3％未満に限定した。 Ni：CoおよびCuとの合計量が38.0〜50.0％とな
る量 低熱膨脹特性の実現に不可欠の元素であり、10
×10-6／℃以下の熱膨脹率を確保するためには、
38％以上を占める必要がある。ただしCoおよび
Cuを添加した量に応じてNi量を減少させること
ができる。熱膨脹率は、Ni量の増大につれて低
下し、CoおよびCuとの合計量が42〜45％となる
Ni量で最も低い値をとり、それ以上では逆に高
くなる。CoおよびCuとの合計量が50％以上とな
る量のNiが存在すると、10×10-6／℃以下の熱
膨脹率を確保することが困難になる。 Si、Mn、Cr：１種または２種以上を、２種以上
の場合は合計量で1.0％以下 これらの元素は、強度を向上させるのに有効で
ある。多量に添加すると合金の清浄度を害し、靭
性を低下させるほか、熱膨脹率も高くなるため、
合計量で1.0％以下に限定した。 Mo、Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Ta、Ｗ：１種また
は２種以上を、２種以上の場合は合計量で0.2
〜4.0％ これらは、高温を含む広い温度領域（常温〜
350℃）における熱膨脹率を低位安定に保つため
に必須の元素であり、１種または２種以上で少な
くとも0.20％を含有させる必要がある。多量にな
ると再び熱膨脹率が高くなるため、合計で4.0％
以下に限定した。 Co：0.1〜5.0％未満、およびCu：0.1〜7.0％（た
だし、Co＋Cu：8.0％以下） いずれも、Fe−Ni系合金のNi量にもとづく熱
膨脹率曲線を、低Ni側に移動させる効果がある。
そこで、上記範囲内でNiの一部をCoおよびCuで
置換することができる。この効果は、両者をそれ
ぞれ0.1％以上添加したとき明確になる。一方、
上記した限界を超えるとFe−Ni系合金本来の熱
膨脹率を上昇させる。 減面率50％以上の冷間加工： このような強加工を施すことによつて、引張り
強度が向上する一方で、熱膨脹率も低くなるとい
う好結果が得られる。
電解鉄、フエロニツケルなどの原料を真空誘導
炉で溶解して得た溶湯に、種々の合金元素を添加
して、第１表に示す組成の合金の鋳魂を製造し
た。 第１表において、 No.１〜３はNi含有量を変化させたグループ、 No.４〜６はＣ含有量を変化させたグループ、 No.７および８は（Si＋Mn＋Cr）含有量を変化
させたグループ、そして No.９〜13は、（Mo＋Ti＋Ｖ＋Zr＋Nb＋Hf＋
Ta＋Ｗ）含有量を変化させたグループ、である。 第１表の供試材を、分塊圧延をへて線材圧延
し、直径10mmの線材とした。これに950℃の焼鈍
を施し、さらに表面スケールを除去した後、伸線
加工して直径7.5mmの線材にした。 上記伸線材から引張り試験片および熱膨脹試験
片を採取し、試験に供した。引張り試験は常温で
行ない、熱膨脹係数は常温から300℃の間で測定
した。 測定値を、Ni量、Ｃ量、および（Mo＋Ti＋Ｖ
＋Zr＋Nb＋Hf＋Ta＋Ｗ）量で整理した結果を、
それぞれ第１図、第２図および第３図に示す。 第１図にみるとおり、Ni量の増加により200〜
300℃における平均熱膨脹係数（以下、単に「熱
膨脹係数」と記す。）は急激に低下し、Ni量38％
以上において10×10-6／℃以下となる。熱膨脹係
数はNi量が40〜45％において最も低い値をとり、
45％以上では再び上昇しはじめ、50％以上になる
と10×10-6以下の低いレベルを確保することが困
難となる。 第２図が示す事実は、引張り強さも熱膨張係数
も、Ｃの増加により高くなることである。図か
ら、100Kg／mm2以上の引張り強さを確保するため
には、0.1％以上のＣが必要であることがわかる。
一方、Ｃを多量に含有すると熱膨脹係数が高くな
り、10×10-6／℃以下の確保が困難となるため
0.40％以下が望ましいことがわかる。 第３図において、○印は伸線加工のまま、●印
は伸線加工後350℃×１時間加熱したものについ
てのデータである。Moをはじめとする元素の増
加により熱膨脹係数が徐々に高くなり、４〜５％
を超えると10×10-6／℃以下の熱膨脹係数の確保
が困難となることがわかる。これらの元素を0.2
％以上含有しない場合、伸線加工のままでは低い
熱膨脹係数を確保できるが、伸線加工後加熱した
ときに伸線加工による低熱膨脹化の効果が消滅す
ることもわかる。これに対して、Moなどを添加
したものは、伸線加工後に加熱しても熱膨脹係数
の上昇は実質上認められない。また、上記元素が
引張り強さの向上にも大きく貢献することを、第
３図は示している。すなわち上記元素の含有量が
0.2％を超えると、引張り強さは100Kg／mm2を上回
り、ほぼ４％程度で飽和に達する。
炉で溶解して得た溶湯に、種々の合金元素を添加
して、第１表に示す組成の合金の鋳魂を製造し
た。 第１表において、 No.１〜３はNi含有量を変化させたグループ、 No.４〜６はＣ含有量を変化させたグループ、 No.７および８は（Si＋Mn＋Cr）含有量を変化
させたグループ、そして No.９〜13は、（Mo＋Ti＋Ｖ＋Zr＋Nb＋Hf＋
Ta＋Ｗ）含有量を変化させたグループ、である。 第１表の供試材を、分塊圧延をへて線材圧延
し、直径10mmの線材とした。これに950℃の焼鈍
を施し、さらに表面スケールを除去した後、伸線
加工して直径7.5mmの線材にした。 上記伸線材から引張り試験片および熱膨脹試験
片を採取し、試験に供した。引張り試験は常温で
行ない、熱膨脹係数は常温から300℃の間で測定
した。 測定値を、Ni量、Ｃ量、および（Mo＋Ti＋Ｖ
＋Zr＋Nb＋Hf＋Ta＋Ｗ）量で整理した結果を、
それぞれ第１図、第２図および第３図に示す。 第１図にみるとおり、Ni量の増加により200〜
300℃における平均熱膨脹係数（以下、単に「熱
膨脹係数」と記す。）は急激に低下し、Ni量38％
以上において10×10-6／℃以下となる。熱膨脹係
数はNi量が40〜45％において最も低い値をとり、
45％以上では再び上昇しはじめ、50％以上になる
と10×10-6以下の低いレベルを確保することが困
難となる。 第２図が示す事実は、引張り強さも熱膨張係数
も、Ｃの増加により高くなることである。図か
ら、100Kg／mm2以上の引張り強さを確保するため
には、0.1％以上のＣが必要であることがわかる。
一方、Ｃを多量に含有すると熱膨脹係数が高くな
り、10×10-6／℃以下の確保が困難となるため
0.40％以下が望ましいことがわかる。 第３図において、○印は伸線加工のまま、●印
は伸線加工後350℃×１時間加熱したものについ
てのデータである。Moをはじめとする元素の増
加により熱膨脹係数が徐々に高くなり、４〜５％
を超えると10×10-6／℃以下の熱膨脹係数の確保
が困難となることがわかる。これらの元素を0.2
％以上含有しない場合、伸線加工のままでは低い
熱膨脹係数を確保できるが、伸線加工後加熱した
ときに伸線加工による低熱膨脹化の効果が消滅す
ることもわかる。これに対して、Moなどを添加
したものは、伸線加工後に加熱しても熱膨脹係数
の上昇は実質上認められない。また、上記元素が
引張り強さの向上にも大きく貢献することを、第
３図は示している。すなわち上記元素の含有量が
0.2％を超えると、引張り強さは100Kg／mm2を上回
り、ほぼ４％程度で飽和に達する。
【表】
上記参考例によつて、アンバー合金における各
種添加元素が熱膨脹係数および強度に及ぼす影響
が明らかになつたので、次は、本発明に従つてさ
らにCuおよびCoを添加し、第２表に示す組成の
合金の鋳塊を製造した。 第２表の供試材を参考例と同様に加工して、直
径7.5mmの線材を得た。この線材から引張試験片
および熱膨脹試験片を採取し、試験に供した。 その結果を第４図に示す。 図は、CoおよびCuを含有することによつて、
熱膨脹係数が低くなることを示している。従つ
て、Niの一部をCoおよびCuに置換することは有
意義である。しかし置換量が多くなると、熱膨脹
係数を低下させる効果が飽和するこがわかる。こ
れはまた、コスト的に不利を招く。
種添加元素が熱膨脹係数および強度に及ぼす影響
が明らかになつたので、次は、本発明に従つてさ
らにCuおよびCoを添加し、第２表に示す組成の
合金の鋳塊を製造した。 第２表の供試材を参考例と同様に加工して、直
径7.5mmの線材を得た。この線材から引張試験片
および熱膨脹試験片を採取し、試験に供した。 その結果を第４図に示す。 図は、CoおよびCuを含有することによつて、
熱膨脹係数が低くなることを示している。従つ
て、Niの一部をCoおよびCuに置換することは有
意義である。しかし置換量が多くなると、熱膨脹
係数を低下させる効果が飽和するこがわかる。こ
れはまた、コスト的に不利を招く。
【表】
本発明の合金はインバー合金を改良したもので
あつて、100Kg／mm2以上の高強度を有し、かつ200
〜300℃の高温度領域においても10×10-6／℃以
下の低熱膨脹係数を有する、熱的に安定な材料で
ある。 したがつて本発明の合金は、相当の高温領域
で、しかも高負荷状態で使用しても変形量は少な
く、航空機や公害対策機器の精密機械部品用の材
料として好適である。
あつて、100Kg／mm2以上の高強度を有し、かつ200
〜300℃の高温度領域においても10×10-6／℃以
下の低熱膨脹係数を有する、熱的に安定な材料で
ある。 したがつて本発明の合金は、相当の高温領域
で、しかも高負荷状態で使用しても変形量は少な
く、航空機や公害対策機器の精密機械部品用の材
料として好適である。
第１図ないし第３図は、いずれも本発明に対す
る参考例のデータを掲げたグラフであつて、第１
図は熱膨脹係数および引張り強さにおよぼすNi
量の影響、第２図は同じくＣ量の影響、そして第
３図は同じく（Mo＋Ti＋Ｖ＋Zr＋Nb＋Hf＋Ta
＋Ｗ）量の影響、をそれぞれ示す。第４図は本発
明の実施例のデータを掲げたグラフであつて、第
１図ないし第３図と同様に、熱膨脹係数および引
張り強さに対するCoおよびCu量の影響を示す。
る参考例のデータを掲げたグラフであつて、第１
図は熱膨脹係数および引張り強さにおよぼすNi
量の影響、第２図は同じくＣ量の影響、そして第
３図は同じく（Mo＋Ti＋Ｖ＋Zr＋Nb＋Hf＋Ta
＋Ｗ）量の影響、をそれぞれ示す。第４図は本発
明の実施例のデータを掲げたグラフであつて、第
１図ないし第３図と同様に、熱膨脹係数および引
張り強さに対するCoおよびCu量の影響を示す。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.1％超過〜0.3％未満、Co：0.1〜5.0％
未満およびCu：0.1〜7.0％以下（ただし、Co＋
Cu：8.0％以下）とともに、（Ni＋Co＋Cu）：38.0
〜50.0％となるNiを含有し、Si、MnおよびCrの
１種または２種以上を（２種以上の場合は合計量
で）1.0％以下と、Mo、Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、
TaおよびＷの１種または２種以上を（２種以上
の場合は合計量で）0.20〜4.0％含有し、残部が
実質的にFeからなる組成の合金に対し、減面率
50％以上の冷間加工を施してなり、常温引張り強
さが100Kg／mm2以上、200〜300℃における平均熱
膨脹係数が10×10-6／℃以下である高強度低熱膨
脹合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2774979A JPS55122855A (en) | 1979-03-12 | 1979-03-12 | High strength low thermal expansion alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2774979A JPS55122855A (en) | 1979-03-12 | 1979-03-12 | High strength low thermal expansion alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55122855A JPS55122855A (en) | 1980-09-20 |
| JPH0321622B2 true JPH0321622B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=12229671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2774979A Granted JPS55122855A (en) | 1979-03-12 | 1979-03-12 | High strength low thermal expansion alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55122855A (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55128565A (en) * | 1979-03-27 | 1980-10-04 | Daido Steel Co Ltd | High-strength, low-thermal expansion alloy |
| JPS55131155A (en) * | 1979-04-02 | 1980-10-11 | Daido Steel Co Ltd | High strength low thermal expansion alloy |
| JPS5934225B2 (ja) * | 1981-06-15 | 1984-08-21 | 川崎製鉄株式会社 | 耐溶接高温割れ性に優れたＦｅ−Ｎｉ系低熱膨張アンバ−型合金 |
| JPS59116358A (ja) * | 1982-12-22 | 1984-07-05 | Shinko Kosen Kogyo Kk | 高強度高捻回低熱膨張合金線 |
| JPS59116359A (ja) * | 1982-12-22 | 1984-07-05 | Shinko Kosen Kogyo Kk | 高強度高捻回低熱膨張合金線 |
| JPS60111448A (ja) * | 1983-11-21 | 1985-06-17 | Hitachi Metals Ltd | リ−ドフレ−ム材料 |
| JPH0676646B2 (ja) * | 1985-04-26 | 1994-09-28 | 日立金属株式会社 | ブラウン管シヤドウマスク材料およびこれを用いたカラ−ブラウン管 |
| JP3842053B2 (ja) * | 2001-03-02 | 2006-11-08 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 捻回特性に優れた高強度低熱膨張合金およびその合金線 |
| DE102006062782B4 (de) | 2006-12-02 | 2010-07-22 | Thyssenkrupp Vdm Gmbh | Eisen-Nickel-Legierung mit hoher Duktilität und geringem Ausdehnungskoeffizienten |
| CN100451156C (zh) * | 2007-04-27 | 2009-01-14 | 上海工程技术大学 | 稀土因瓦合金及其生产工艺 |
| JP6634912B2 (ja) * | 2016-03-22 | 2020-01-22 | 日本製鉄株式会社 | 低熱膨張合金 |
| CN113073270B (zh) * | 2021-03-19 | 2021-11-09 | 北京科技大学 | 一种具有反常成分波动的宽温区零膨胀合金及制备方法 |
| CN115725895B (zh) * | 2021-08-26 | 2023-11-14 | 宝武特种冶金有限公司 | 一种抗拉强度≥1600MPa的低膨胀Fe-Ni因瓦合金线材及其制造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5030729A (ja) * | 1973-05-04 | 1975-03-27 | ||
| JPS5030728A (ja) * | 1973-05-04 | 1975-03-27 | ||
| JPS5030730A (ja) * | 1973-05-04 | 1975-03-27 | ||
| JPS5597453A (en) * | 1979-01-18 | 1980-07-24 | Daido Steel Co Ltd | Alloy with high strength and low thermal expansion |
-
1979
- 1979-03-12 JP JP2774979A patent/JPS55122855A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5030729A (ja) * | 1973-05-04 | 1975-03-27 | ||
| JPS5030728A (ja) * | 1973-05-04 | 1975-03-27 | ||
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| JPS5597453A (en) * | 1979-01-18 | 1980-07-24 | Daido Steel Co Ltd | Alloy with high strength and low thermal expansion |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55122855A (en) | 1980-09-20 |
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