JPS6021361A - 高合金鋼粉末、及びその製法 - Google Patents
高合金鋼粉末、及びその製法Info
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- JPS6021361A JPS6021361A JP58128737A JP12873783A JPS6021361A JP S6021361 A JPS6021361 A JP S6021361A JP 58128737 A JP58128737 A JP 58128737A JP 12873783 A JP12873783 A JP 12873783A JP S6021361 A JPS6021361 A JP S6021361A
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- Powder Metallurgy (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。
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Description
【発明の詳細な説明】
(イ)技術分野
本発明は高合金鋼粉末、及びこの粉末の製造方法に関す
るものである。
るものである。
(ロ)従来技術
粉末冶金業界において、焼結晶中の空孔を少なくし、そ
の強度を高めるために、徽粉末の製造が不可欠である。
の強度を高めるために、徽粉末の製造が不可欠である。
従来、粉末冶金用金属粉末は主として破砕法及び水アト
マイズ法によシ製造されている。破砕法は、脆住金ハで
あるマンガン、クロム、アンチモン、ビスマス、コバル
トの如き単−金属又は人為的に脆化された金15である
海綿鉄、1iLwf鉄等、粒界腐食を起こして脆くした
ステンレス鋼あるいは、本質的に脆い合金(金篇間化合
物、電子化合物を誹む)であるFe−ht、 Fe−A
t−’ri 、 Ni −At。
マイズ法によシ製造されている。破砕法は、脆住金ハで
あるマンガン、クロム、アンチモン、ビスマス、コバル
トの如き単−金属又は人為的に脆化された金15である
海綿鉄、1iLwf鉄等、粒界腐食を起こして脆くした
ステンレス鋼あるいは、本質的に脆い合金(金篇間化合
物、電子化合物を誹む)であるFe−ht、 Fe−A
t−’ri 、 Ni −At。
Ni−Ti、Fe−Cr、Fe−8S等について行われ
ている。また水アトマイズ法は金属又は合金の溶湯を水
によシ機械的に噴ね化する方法であシ、固溶体を形成す
る成分範囲で甚々しくr「2化性が高い金属・合金以外
に広く適用される。これらの方法でイヒられた粉末の相
は平衡相である。すなわち、例えば従来のFe−W−C
粉末についてけ、α−Fe相、M6C等の炭化物相、な
ど平ψi状態で生成する相である。
ている。また水アトマイズ法は金属又は合金の溶湯を水
によシ機械的に噴ね化する方法であシ、固溶体を形成す
る成分範囲で甚々しくr「2化性が高い金属・合金以外
に広く適用される。これらの方法でイヒられた粉末の相
は平衡相である。すなわち、例えば従来のFe−W−C
粉末についてけ、α−Fe相、M6C等の炭化物相、な
ど平ψi状態で生成する相である。
上記従来法によシ製造された粉末について本発明者は以
下のような観点から基本的倹i’J′fI:行った。
下のような観点から基本的倹i’J′fI:行った。
(a) 従来の破砕による粉末英造のf−易411ユニ
従来法において人為的に脆い金属である海綿鉄及び電解
鉄を作ることにより粉末冶金製品のコスト上昇の原因と
なる。また、粒界腐食によって人為的に脆いステンレス
鋼を作ると、粒界割れは結晶粒界に沿って起こ・るため
、結晶粒の大きさによって粉末の大きさが決められ、微
粉化が妨げられる。また、脆性相を消滅きせるため脆性
用全焼結体の母相へ完全拡散合金化させ々いと、焼結体
の靭性が損われる危険がある。
従来法において人為的に脆い金属である海綿鉄及び電解
鉄を作ることにより粉末冶金製品のコスト上昇の原因と
なる。また、粒界腐食によって人為的に脆いステンレス
鋼を作ると、粒界割れは結晶粒界に沿って起こ・るため
、結晶粒の大きさによって粉末の大きさが決められ、微
粉化が妨げられる。また、脆性相を消滅きせるため脆性
用全焼結体の母相へ完全拡散合金化させ々いと、焼結体
の靭性が損われる危険がある。
(b) 粉末の成分均質性:高合金の場合は各種の成分
相が高合金インゴットを形成した際に現われ、かつそれ
が成分偏析をおこしそれを粉砕しても粉末粒子毎で組成
の異なるものになっている。また、低合金鋼の水アトマ
イズ粉は、10’に/seeの冷却速度で過飽和の固溶
体とするためには、3重量%以下の合金元素量(Cr、
Mo、Si、 C,p)e添加している。高W合金鋼
を水アトマイズして得た粉末はM23C6、M6C型炭
化物が晶出した炭化物偏析の多い組織となっているため
に、均質性が劣っている。
相が高合金インゴットを形成した際に現われ、かつそれ
が成分偏析をおこしそれを粉砕しても粉末粒子毎で組成
の異なるものになっている。また、低合金鋼の水アトマ
イズ粉は、10’に/seeの冷却速度で過飽和の固溶
体とするためには、3重量%以下の合金元素量(Cr、
Mo、Si、 C,p)e添加している。高W合金鋼
を水アトマイズして得た粉末はM23C6、M6C型炭
化物が晶出した炭化物偏析の多い組織となっているため
に、均質性が劣っている。
(→ 発明の概要
本発明者は、上述の点(イ)及び(ロ)の点を意識して
超急冷合金の研究を行っていた過程で、(−)重量比で
20.0〜35.0 %(7)Wと、1.2〜3.5%
のCと、残部Feとからなる組成、及び(b)重量比で
10.0〜35.0%のWと、1.2〜3.5%のむと
、5.0〜25.0%のCr及び2.0〜10.0%M
oの少くとも1種と残部Feとからなる組成、ならびに
上記組成(、)及ヒ(b)にxi比テ0.1〜1.5%
Si及び0.1〜2.O4Mnの少なくとも1種を含む
組成(c)及びp)の高合金鋼粉末が、非平衡単−相を
呈し、かつ従来の粉末の問題点を解消することを見出し
て、本発明を完成した。
超急冷合金の研究を行っていた過程で、(−)重量比で
20.0〜35.0 %(7)Wと、1.2〜3.5%
のCと、残部Feとからなる組成、及び(b)重量比で
10.0〜35.0%のWと、1.2〜3.5%のむと
、5.0〜25.0%のCr及び2.0〜10.0%M
oの少くとも1種と残部Feとからなる組成、ならびに
上記組成(、)及ヒ(b)にxi比テ0.1〜1.5%
Si及び0.1〜2.O4Mnの少なくとも1種を含む
組成(c)及びp)の高合金鋼粉末が、非平衡単−相を
呈し、かつ従来の粉末の問題点を解消することを見出し
て、本発明を完成した。
さらに、本発明は上記組成(a)、(b)、(c)及び
0)の合金(c 10’ k/ sec以上の7%却速
度による急速凝固によシ、非平衡単−相を呈する微細結
晶粒組織を有する高合金鋼粉末の製造方法fr:4M供
する。
0)の合金(c 10’ k/ sec以上の7%却速
度による急速凝固によシ、非平衡単−相を呈する微細結
晶粒組織を有する高合金鋼粉末の製造方法fr:4M供
する。
に)発明の詳細な説明
以下本発明に係る高合金鋼粉末について具体的に説明す
る。この高合金鋼粉末の組成(a)において、W2O,
O〜35.0%、C1,2〜3.5%、残部Feとした
のは、この範囲外では非平衡単−相が形成率 されず非晶質あるいはフェライト又はマルテンサイト組
織中にM23C6、M2O3等の炭化物の分散した平衡
複合相が形成される。本発明の高合金鋼粉末では各粉末
の組織は非平衡単−相であシ、且つこの相は平衡状態で
は存在しえない相である。この相は、本発明者がX線回
折によシ同定したところ、A12α−Mn型構造化合物
(°χ(カイ)相)であることが、はぼ確実になった。
る。この高合金鋼粉末の組成(a)において、W2O,
O〜35.0%、C1,2〜3.5%、残部Feとした
のは、この範囲外では非平衡単−相が形成率 されず非晶質あるいはフェライト又はマルテンサイト組
織中にM23C6、M2O3等の炭化物の分散した平衡
複合相が形成される。本発明の高合金鋼粉末では各粉末
の組織は非平衡単−相であシ、且つこの相は平衡状態で
は存在しえない相である。この相は、本発明者がX線回
折によシ同定したところ、A12α−Mn型構造化合物
(°χ(カイ)相)であることが、はぼ確実になった。
本発明における非平衡単−相とは、通常の溶製法による
Fe −W−C系合金或いはFa −W−Cr −C系
合金と比較するならば、これらの合金では通常マトリッ
クス相であるフェライト又はマルテンサイト組織に、炭
化物が晶出分散した多相組織が形成される。ところが本
発明の非平衡相は、フェライトやマルテンサイトも炭化
物も構成相ではない。なお、非晶質相は非平衡相である
が勉性が高く微粉化が困難である。 ゛ 上述の非平衡単−相の工業的意義は、組成の異なる被数
の相がFe−W−C,Fe−W−Cr(Mo)−0%
Fe−W−81(Mn)−C、Fe −W−Cr(Mo
)−St(Mn)−C合金中に存在せず、数μmの面積
内においても均りヘ性を有するため、数μmの粉末にし
た場合でも均一組成の粉末が得られ粉末冶金製品の均質
性が著しく高められる点にある。さらに、このような非
平衡単−相の意義はこの相が非常に脆いために、リボン
状で得られた前記のFe−W−C合金等の粉化が容易で
あり、40μn1以下の微卸1な粉末を容易に調製し得
る点である。上記+7 、l−’ン状Fe−’vV−C
合金等は通常ボールミルによる搗砕法によシ、40μm
以下に粉化される。仮に、従来の溶製法によシFe−W
−C合金全溶瑛し上記粒子寸法に粉砕するとすれば多大
なエネルギーと長時間全装し、非経済的である。したが
って、本発明の高合金鋼粉末は、従来のFe−W−C合
金では決して得られない特色をもつ−Cいる。
Fe −W−C系合金或いはFa −W−Cr −C系
合金と比較するならば、これらの合金では通常マトリッ
クス相であるフェライト又はマルテンサイト組織に、炭
化物が晶出分散した多相組織が形成される。ところが本
発明の非平衡相は、フェライトやマルテンサイトも炭化
物も構成相ではない。なお、非晶質相は非平衡相である
が勉性が高く微粉化が困難である。 ゛ 上述の非平衡単−相の工業的意義は、組成の異なる被数
の相がFe−W−C,Fe−W−Cr(Mo)−0%
Fe−W−81(Mn)−C、Fe −W−Cr(Mo
)−St(Mn)−C合金中に存在せず、数μmの面積
内においても均りヘ性を有するため、数μmの粉末にし
た場合でも均一組成の粉末が得られ粉末冶金製品の均質
性が著しく高められる点にある。さらに、このような非
平衡単−相の意義はこの相が非常に脆いために、リボン
状で得られた前記のFe−W−C合金等の粉化が容易で
あり、40μn1以下の微卸1な粉末を容易に調製し得
る点である。上記+7 、l−’ン状Fe−’vV−C
合金等は通常ボールミルによる搗砕法によシ、40μm
以下に粉化される。仮に、従来の溶製法によシFe−W
−C合金全溶瑛し上記粒子寸法に粉砕するとすれば多大
なエネルギーと長時間全装し、非経済的である。したが
って、本発明の高合金鋼粉末は、従来のFe−W−C合
金では決して得られない特色をもつ−Cいる。
さらに、本発明のFe−W−C合金t」、多元系元素と
してCr、 MO% StSMnの少なくとも1種の添
加元素によシ、非平衡単−相形成iI+1囲fr:Wの
下限10.0%まで広げることが可能である。これらの
Cr、 Mo、 Sis Mnは、A12α−Mn型化
合物構造を有する結晶への固溶範囲内で合金元素として
加えられ、そして非平衡単一相中に過飽和に同日し、粉
末の焼結後の靭性、及び強度を向上芒せる。
してCr、 MO% StSMnの少なくとも1種の添
加元素によシ、非平衡単−相形成iI+1囲fr:Wの
下限10.0%まで広げることが可能である。これらの
Cr、 Mo、 Sis Mnは、A12α−Mn型化
合物構造を有する結晶への固溶範囲内で合金元素として
加えられ、そして非平衡単一相中に過飽和に同日し、粉
末の焼結後の靭性、及び強度を向上芒せる。
本発明による高合金銅粉末は通常の溶解・粉砕法によシ
得られた粉末と比較して著しく微細な結晶粒組織をもっ
ている。一般に後者の粉末の結晶粒は10ミクロンを越
えるが、前者の粉末の結晶粒は10ミクロン未満、好ま
しくは2〜3ミクロンである。
得られた粉末と比較して著しく微細な結晶粒組織をもっ
ている。一般に後者の粉末の結晶粒は10ミクロンを越
えるが、前者の粉末の結晶粒は10ミクロン未満、好ま
しくは2〜3ミクロンである。
本発明による高合金銅粉末の結晶粒は通常の光学顕微鏡
では検出式れないが、リボンを薄膜に加工し、この薄膜
を透過型電子顕微鏡でvI察することにより、結晶粒は
明確に観察される。
では検出式れないが、リボンを薄膜に加工し、この薄膜
を透過型電子顕微鏡でvI察することにより、結晶粒は
明確に観察される。
本発明による高合金粉末の結晶粒が微細であるために、
この粉末より作った圧粉体を焼結する時に、粉末粒子の
結晶粒成長が少なく、結果として焼結体の結晶粒は微細
となる。
この粉末より作った圧粉体を焼結する時に、粉末粒子の
結晶粒成長が少なく、結果として焼結体の結晶粒は微細
となる。
本発明による高合金鋼粉末を上記りzンを粉砕して調製
する場合、該粉末は単結晶粉末、及び/又は多結晶粉末
を含み、さらに、粉末の表面は結晶粒昇に沿って又は結
晶粒内′?r:横切って伸びる二つの場合があると考え
られる。
する場合、該粉末は単結晶粉末、及び/又は多結晶粉末
を含み、さらに、粉末の表面は結晶粒昇に沿って又は結
晶粒内′?r:横切って伸びる二つの場合があると考え
られる。
上記非平衡Ji−相は、上記組成の溶1;iJ!合金を
片ロール法、双ロール法等にょシ冷却yJ:度10’に
7880以上に超急冷することにより得られる。なお冷
却速度は10’に/see以上で工業的に可能な範囲で
選定され特に上限はない。焼結M(14品製造のために
は本発明の粉末を単独又は曲の粉末との混合で使用され
る。
片ロール法、双ロール法等にょシ冷却yJ:度10’に
7880以上に超急冷することにより得られる。なお冷
却速度は10’に/see以上で工業的に可能な範囲で
選定され特に上限はない。焼結M(14品製造のために
は本発明の粉末を単独又は曲の粉末との混合で使用され
る。
以下、本発明の詳細な説明する。
実施例1
金属タングステン白銑(4,23%C)及び活性炭に内
径30鮨、深さ120mmのタンマン管へ装入し、底部
から活性炭、タングステン、及び白銑のIIEiにセッ
トし高周波溶解した。溶落後1600に溶湯ケナ4不6
明石英管で吸い上げ凝固させ放冷後前記石英管からFe
−W−CPJ合金を取り出した。
径30鮨、深さ120mmのタンマン管へ装入し、底部
から活性炭、タングステン、及び白銑のIIEiにセッ
トし高周波溶解した。溶落後1600に溶湯ケナ4不6
明石英管で吸い上げ凝固させ放冷後前記石英管からFe
−W−CPJ合金を取り出した。
”t−ノ1tll fil i、J:、重−fil 比
T’25.0%W、3.0%CLUBFe″Cあった。
T’25.0%W、3.0%CLUBFe″Cあった。
次に、第1図に示す急冷鉄性にょシ超急冷を行った。第
1図において、1はヒータ、2は底に直径0.58の孔
のある透明石英管、3はアルゴンガス吹き込み装置、4
は冷却ロールである。母合金i10gr秤量し、160
0にの温度で底に直径0.5m/mの孔のある透明石英
管2の底部よシアルボンガスにより吹き出して、30
m/minで回転する冷却ロール4に吹きつけ、約10
5に/seeの速度で超急冷した。それ全スタンプミル
により2時間粉砕したところ、10μm以下の粉末を得
た。粉末f:Xray回折したところ、粉末の結晶構造
はFe −Cr −Mo合金のX相と同一の結晶<if
造であり、非平衡単一結晶相であることを確認した。
1図において、1はヒータ、2は底に直径0.58の孔
のある透明石英管、3はアルゴンガス吹き込み装置、4
は冷却ロールである。母合金i10gr秤量し、160
0にの温度で底に直径0.5m/mの孔のある透明石英
管2の底部よシアルボンガスにより吹き出して、30
m/minで回転する冷却ロール4に吹きつけ、約10
5に/seeの速度で超急冷した。それ全スタンプミル
により2時間粉砕したところ、10μm以下の粉末を得
た。粉末f:Xray回折したところ、粉末の結晶構造
はFe −Cr −Mo合金のX相と同一の結晶<if
造であり、非平衡単一結晶相であることを確認した。
実施例2
金属タングステン、白銑(4,23%C)、金属クロム
、金属モリブデン、活性炭を実施例1と同様に沼解し、
Fe −W −Cr −Mo −Cの母合金ヲ賓だ。そ
の組成は、M縦比で10.5%W165%Cr、 3.
0%Mo、 2.5%Cと、残部Feてあった。それを
実施例1と同様の超急冷装置を用いかつ同一方法及び条
件で急速凝固し、スタンプミルによシ2時間初砕したと
ころ、10μm以下の粉末を得た。
、金属モリブデン、活性炭を実施例1と同様に沼解し、
Fe −W −Cr −Mo −Cの母合金ヲ賓だ。そ
の組成は、M縦比で10.5%W165%Cr、 3.
0%Mo、 2.5%Cと、残部Feてあった。それを
実施例1と同様の超急冷装置を用いかつ同一方法及び条
件で急速凝固し、スタンプミルによシ2時間初砕したと
ころ、10μm以下の粉末を得た。
粉末をXray回折したところ、粉末は非平衡単一結晶
相であることを7iiffi認した。
相であることを7iiffi認した。
実施例3
金属タングステン、白銑(4,23%C)、金属クロム
、金属モリブデン、活性炭、輩属シリコン、電解マンガ
ン全実施例1と同様に溶解し、Fe−W−Cr−Mo−
8t−Mn−Cの母合金を得た。その組成は、重量比で
11’、0%W、6%Cr、 5%MO10,5%81
%0.5%Mn、 3.09iSCと、残部Feであっ
た。それを実施例1と同様の超急冷装置dを用いかつ同
一方法及び条件で急通凝固し、スタンプミルにより2時
間粉砕したところ、1016m以下の粉末を得た。X
ray回折したところ、非平衡単−相であることf:確
認した。
、金属モリブデン、活性炭、輩属シリコン、電解マンガ
ン全実施例1と同様に溶解し、Fe−W−Cr−Mo−
8t−Mn−Cの母合金を得た。その組成は、重量比で
11’、0%W、6%Cr、 5%MO10,5%81
%0.5%Mn、 3.09iSCと、残部Feであっ
た。それを実施例1と同様の超急冷装置dを用いかつ同
一方法及び条件で急通凝固し、スタンプミルにより2時
間粉砕したところ、1016m以下の粉末を得た。X
ray回折したところ、非平衡単−相であることf:確
認した。
@1図は、9、冷凝固装置の概念図。
1・・・ヒータ、2・・・透明石英管、3・・・アルゴ
ンガス加圧噴射口、4・・・冷却ロール。 手続補正書(自発) 昭和58年10月4 日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 1、事件の表示 昭和58年 特許願 第128737 号2、発明の名
称 高合金鋼粉末、及びその製法 3、補正をする者 事件との関係 特許出願人 氏 名 増 本 健 名称 帝[1:1ピストンリング株式会社4、代理人 5、補正の対象 (1)明細書「発明の詳細な説明」の欄6、補正の内容 (1)明細書第6亘、第14行目「本発明の非平衡相」
をr本発明の非平衡単−相」に訂正する。 (2)明細書第9頁、第12行目「金属タングステン白
銑」を[金属タングステン、白銑」にd1正する。
ンガス加圧噴射口、4・・・冷却ロール。 手続補正書(自発) 昭和58年10月4 日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 1、事件の表示 昭和58年 特許願 第128737 号2、発明の名
称 高合金鋼粉末、及びその製法 3、補正をする者 事件との関係 特許出願人 氏 名 増 本 健 名称 帝[1:1ピストンリング株式会社4、代理人 5、補正の対象 (1)明細書「発明の詳細な説明」の欄6、補正の内容 (1)明細書第6亘、第14行目「本発明の非平衡相」
をr本発明の非平衡単−相」に訂正する。 (2)明細書第9頁、第12行目「金属タングステン白
銑」を[金属タングステン、白銑」にd1正する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 J、 重量比て、20,0〜35,0襲のWと、1,2
〜3.5%のCと、残部FeとからなるXlを成ヲ壱し
、かつ非平衡単−相を呈するを信111結晶粒組織を壱
する1tら台<1i對;・la末。 2、 重量比で、10.0〜35,0%Wと、1.2〜
35%のCと、5.0〜25.0%のCr、及び2.0
〜100チのMoの少なくとも1独と、残部Feとから
なる組成を有し、かつ非平1>v単−相を呈する微細結
晶粒組織を有する高合金鋼粉末。 3 重量比で20.0〜35.0%のWと1.2〜35
%のCと、0.1〜1.5%(’) S t %及びo
、 i 〜2.0チMnの少なくとも1棟と残部Feと
からなる組成ケ有し、かつ非平衡単−相を呈する微細結
晶粒組織を有する高合金鋼粉末。 4、重lji比で、10.0〜35.0優のWと1.2
〜35%(1)Cと、5.0〜25.0%Cr及び2.
0〜10.0%Meの少なくとも1種と、0.1〜1.
5%St、及び0.1〜2.0%Mnの少なくとも1種
と、残部Feとからなる組成を有し、かつ非平衡単−相
を呈する微細結晶粒組織を有する高合金鋼粉末。 5、重量比で、20.0〜35.0チのWと、1.2〜
3.5%のCと、残部Feとからなる組成を有する該合
金を溶解し、冷却速度、10’ k/see以上で急速
凝固させ、しかる後所定粒度に粉砕することを特徴とす
る非平衡単−相を呈する微細結晶粒よシ構成される高合
金鋼粉末の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58128737A JPS6021361A (ja) | 1983-07-16 | 1983-07-16 | 高合金鋼粉末、及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58128737A JPS6021361A (ja) | 1983-07-16 | 1983-07-16 | 高合金鋼粉末、及びその製法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6021361A true JPS6021361A (ja) | 1985-02-02 |
JPS631364B2 JPS631364B2 (ja) | 1988-01-12 |
Family
ID=14992205
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP58128737A Granted JPS6021361A (ja) | 1983-07-16 | 1983-07-16 | 高合金鋼粉末、及びその製法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6021361A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4874639A (en) * | 1986-09-25 | 1989-10-17 | Mazda Motor Corporation | Coating method in coating line and coating apparatus therefor |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5947346A (ja) * | 1982-09-13 | 1984-03-17 | Teikoku Piston Ring Co Ltd | 高合金粉末 |
-
1983
- 1983-07-16 JP JP58128737A patent/JPS6021361A/ja active Granted
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5947346A (ja) * | 1982-09-13 | 1984-03-17 | Teikoku Piston Ring Co Ltd | 高合金粉末 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4874639A (en) * | 1986-09-25 | 1989-10-17 | Mazda Motor Corporation | Coating method in coating line and coating apparatus therefor |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS631364B2 (ja) | 1988-01-12 |
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