JPS61143516A - 9%Ni鋼の製造方法 - Google Patents
9%Ni鋼の製造方法Info
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- JPS61143516A JPS61143516A JP26493284A JP26493284A JPS61143516A JP S61143516 A JPS61143516 A JP S61143516A JP 26493284 A JP26493284 A JP 26493284A JP 26493284 A JP26493284 A JP 26493284A JP S61143516 A JPS61143516 A JP S61143516A
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- Japan
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- steel
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- toughness
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- 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】
く技術分野〉
本発明は、液化天然〃ス等の極低温液化〃スの圧力容器
用等の材料として使用される9%Ni鋼の製造方法に関
する。
用等の材料として使用される9%Ni鋼の製造方法に関
する。
く従来技術〉
従来、9%Ni鋼は主として焼入れ焼戻し法によって製
造されてきた。しかし最近、省エネルギの観点から焼入
れのための再加熱が不要な直接焼入れ(熱間圧延後直ち
に焼入れすること)焼戻し法が注目を集めている。この
方法は、従来の焼入れ焼戻し法に比べて結晶粒が粗くな
って材質が劣化するので、これを防ぐための制御圧延と
組み合わせて用いることが必須であり、将来はこの制御
圧延+直接焼入れ焼戻し法が9%Ni鋼の製造方法の主
流となるものと考えられる。
造されてきた。しかし最近、省エネルギの観点から焼入
れのための再加熱が不要な直接焼入れ(熱間圧延後直ち
に焼入れすること)焼戻し法が注目を集めている。この
方法は、従来の焼入れ焼戻し法に比べて結晶粒が粗くな
って材質が劣化するので、これを防ぐための制御圧延と
組み合わせて用いることが必須であり、将来はこの制御
圧延+直接焼入れ焼戻し法が9%Ni鋼の製造方法の主
流となるものと考えられる。
しかしながら、9%Ni鋼の制御圧延+直接焼入れ焼戻
し法は未だ完成された技術ではない1例えばこれまでに
提案されている方法として、制御圧電時の鋼片の加熱温
度を通常よりも若干低めにし、比較的低温域で高圧下す
ることによって、微細な結晶粒を生成せしめて低温靭性
の向上を図ったものがある。この低温域での高圧下は、
7シキエラ7エライトやフェライトパーライト組織を呈
するより低級な低温用アルミキルド鋼等に用いられる方
法そのものであり、これらの鋼種に対してはオーステナ
イト粒の微細化を促すのみならず、変形帯をはじめとす
るオーステナイト粒界以外のフェライト核発生サイトの
生成を促進し、フェライト粒の微細化ひいては低温靭性
の向上に大きな効果を上げている。
し法は未だ完成された技術ではない1例えばこれまでに
提案されている方法として、制御圧電時の鋼片の加熱温
度を通常よりも若干低めにし、比較的低温域で高圧下す
ることによって、微細な結晶粒を生成せしめて低温靭性
の向上を図ったものがある。この低温域での高圧下は、
7シキエラ7エライトやフェライトパーライト組織を呈
するより低級な低温用アルミキルド鋼等に用いられる方
法そのものであり、これらの鋼種に対してはオーステナ
イト粒の微細化を促すのみならず、変形帯をはじめとす
るオーステナイト粒界以外のフェライト核発生サイトの
生成を促進し、フェライト粒の微細化ひいては低温靭性
の向上に大きな効果を上げている。
しかし、上記方法は、マルテンサイトマたはマルテンサ
イトと下部ベイナイトの混合組繊を呈する9%Ni鋼に
対しては、その結晶粒を十分に細粒化せしめることがで
きず、材質特に低温靭性を十分に向上さ讐ることがで軽
ない、言い換えれば、低温靭性の点で十分に満足できる
9%Ni鋼を製造し得るまでには至っていないというの
が現状である。
イトと下部ベイナイトの混合組繊を呈する9%Ni鋼に
対しては、その結晶粒を十分に細粒化せしめることがで
きず、材質特に低温靭性を十分に向上さ讐ることがで軽
ない、言い換えれば、低温靭性の点で十分に満足できる
9%Ni鋼を製造し得るまでには至っていないというの
が現状である。
〈発明の目的〉
そこで、本発明の目的は、優れた低温靭性を有する極低
温圧力容器用等の9%Ni鋼の製造方法を提供すること
である。
温圧力容器用等の9%Ni鋼の製造方法を提供すること
である。
〈発明の構成〉
発明者らは、9%Ni鋼の低温靭性を着しく上昇せしめ
る最適な加熱温度、熱間圧延温度および焼戻し温度を見
出す種々の実験、研究を重ね、これらの結果に基づき本
発明を構成したものである。
る最適な加熱温度、熱間圧延温度および焼戻し温度を見
出す種々の実験、研究を重ね、これらの結果に基づき本
発明を構成したものである。
この第1の発明の構成は、c:o、oi〜0.10重量
%(以下IE量%)、Si: 0.02−0.50%、
Mn: 0.10〜2.00%、Ni:8.00−10
.00%、l!:0.005〜0.10%を含み残部F
eBよび不可避的不純物からなる鋼片を、900〜10
00℃の温度範囲に加熱し、700℃以上で熱間圧藍に
付した後、直ちに焼入れし、続いて560〜620”C
の温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
%(以下IE量%)、Si: 0.02−0.50%、
Mn: 0.10〜2.00%、Ni:8.00−10
.00%、l!:0.005〜0.10%を含み残部F
eBよび不可避的不純物からなる鋼片を、900〜10
00℃の温度範囲に加熱し、700℃以上で熱間圧藍に
付した後、直ちに焼入れし、続いて560〜620”C
の温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
また、この第2の発明の構成は、C:0.01−o、i
o%、Si: 0,02〜0.50%、Mn:0.10
−2.00%、Ni: 8.00〜10.00%、A1
: 0.005〜0.10%を含み、サラニCu:≦1
.00%+ Cr:≦i、oo%*Mo:≦0.50%
、■:≦0.10%、B: ≦0.005%*Ti:≦
0.05%* Ca: ≦0.01%t Ce:≦0.
05%* Mg: ≦0 、01%* Zr:≦0.0
5%、 La: ≦0.05%の少なくとも一種を含み
、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を、90
0〜1000℃の温度範囲に加熱し、700℃以上で熱
間圧延に付した後、直ちに焼入れし、続いて560〜6
20 ”Cの温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
o%、Si: 0,02〜0.50%、Mn:0.10
−2.00%、Ni: 8.00〜10.00%、A1
: 0.005〜0.10%を含み、サラニCu:≦1
.00%+ Cr:≦i、oo%*Mo:≦0.50%
、■:≦0.10%、B: ≦0.005%*Ti:≦
0.05%* Ca: ≦0.01%t Ce:≦0.
05%* Mg: ≦0 、01%* Zr:≦0.0
5%、 La: ≦0.05%の少なくとも一種を含み
、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を、90
0〜1000℃の温度範囲に加熱し、700℃以上で熱
間圧延に付した後、直ちに焼入れし、続いて560〜6
20 ”Cの温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
以下、本発明の化学成分限定理由について述べる。
Cは、強度確保のため必要な元素であり、0゜01%以
上含有させる必要があるが、過度に加えると溶接性およ
び低温靭性を劣化させるので、0゜10%を上限とする
。
上含有させる必要があるが、過度に加えると溶接性およ
び低温靭性を劣化させるので、0゜10%を上限とする
。
Siは、製鋼時の脱酸のために0.02%以上の添加が
必要であり、強度向上にも有効であるが、過度に加える
と溶接性および低温靭性を劣化させるので、0.50%
を上限とする。
必要であり、強度向上にも有効であるが、過度に加える
と溶接性および低温靭性を劣化させるので、0.50%
を上限とする。
Mnは、Cと並んで強度確保のための基本的な元素であ
り、0.10%以上の添加が必要であるが、やはり過度
に添加すると溶接性や低温靭性な劣化させるので、2.
00%を上限とする。
り、0.10%以上の添加が必要であるが、やはり過度
に添加すると溶接性や低温靭性な劣化させるので、2.
00%を上限とする。
Niは、靭性の向上に極めて有効な元素であり、その効
果を十分に発揮させるには8.00%以上の添加が必要
である。しかし、添加量が10.00%越えると上記効
果は飽和し、また不経済となるので、10.00%を上
限とする。
果を十分に発揮させるには8.00%以上の添加が必要
である。しかし、添加量が10.00%越えると上記効
果は飽和し、また不経済となるので、10.00%を上
限とする。
AIは、脱酸剤として必要なばかりでなく、AINとし
て鋼中に析出し、結晶粒の粗大化を抑制する効果をもつ
ので、o、o o s%以上の添加が必要であるが、過
度の添加は低温靭性を劣化させるので、0.10%を上
限とする。
て鋼中に析出し、結晶粒の粗大化を抑制する効果をもつ
ので、o、o o s%以上の添加が必要であるが、過
度の添加は低温靭性を劣化させるので、0.10%を上
限とする。
本発明は、上記元素以外に必要に応じて、Cu。
Cr*MotVtB*TitCatCetMgtZrt
Laの少なくとも1種を添加することができる。
Laの少なくとも1種を添加することができる。
Cuは強度上昇と耐食性向上に有効だが、多すぎると熱
間加工性を低下させ、Cr、Moは強度上昇に有効だが
、多すぎると溶接性の悪化とコスト高を招き、■は炭窒
化物析出による強度上昇、細粒化による靭性向上効果が
あるが、多いと溶接性を悪化させ、Bは微量で焼入れ性
向上による強度上昇効果があるが、多いと粗大なり窒化
物の形成により上記効果がなくなる。これらの理由から
、夫々の上限を、CuおよびCrは1.00%、Moは
0.50%、Vglo、10%、B110.005%と
する。
間加工性を低下させ、Cr、Moは強度上昇に有効だが
、多すぎると溶接性の悪化とコスト高を招き、■は炭窒
化物析出による強度上昇、細粒化による靭性向上効果が
あるが、多いと溶接性を悪化させ、Bは微量で焼入れ性
向上による強度上昇効果があるが、多いと粗大なり窒化
物の形成により上記効果がなくなる。これらの理由から
、夫々の上限を、CuおよびCrは1.00%、Moは
0.50%、Vglo、10%、B110.005%と
する。
Tiは、高温で安定なTiNとして鋼中に析出し、オー
ステナイト粒の成長を抑えて細粒化に寄与し、低温靭性
や溶接部の靭性を更に改善せしめるが、多すぎるとかえ
って上記靭性を劣化させるので、0.05%を上限とす
る。
ステナイト粒の成長を抑えて細粒化に寄与し、低温靭性
や溶接部の靭性を更に改善せしめるが、多すぎるとかえ
って上記靭性を劣化させるので、0.05%を上限とす
る。
Ca t Ce e M g + Z r * L a
は、鋼中の硫化物を球状化し、圧延方向に伸長するM
n Sの生成を抑えて、圧延方向と直角(クロス)方向
の低温靭性を改善せしめるが、多すぎるとかえって低温
靭性の劣化を招(ので、夫々の上限を、CaおよびMg
は0.01%、Ce、7.rおよrlLaは0.05%
する。
は、鋼中の硫化物を球状化し、圧延方向に伸長するM
n Sの生成を抑えて、圧延方向と直角(クロス)方向
の低温靭性を改善せしめるが、多すぎるとかえって低温
靭性の劣化を招(ので、夫々の上限を、CaおよびMg
は0.01%、Ce、7.rおよrlLaは0.05%
する。
次に、本発明の熱処理条件限定理由について述べる。
鋼片の加熱温度の範囲を900〜1000℃とした理由
は下記のとおりである。即ち、本発明による化学組成の
鋼片の加熱温度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示
した第1図において、−196℃でのクロス方向vノツ
チシャルビ衝撃試験吸収エネルギvE−+siは、上記
加熱温度が900〜1000℃の範囲で最高値を示す一
方、加熱温度がこの範囲を外れると急激に低下するから
である。また、後述する熱間圧延を700℃以上で完了
させるためには、鋼片の加熱温度の下限を900℃とす
る必要があるからである。なお、上記vE−+ss値の
低下原因についで述べれば、1000℃を越えた場合は
、ミクロ組織を対比して示した第2図からも分かるよう
に、1000℃加熱材(a)に比べて1100℃加熱材
(b)は結晶粒が粗大化しているからであり、一方90
0℃未満の場合は、必然的に圧延仕上温度が低くなり、
鋼中に転位などの格子欠陥が過度に導入され、これが焼
戻し後まで残存することにより強度が異常上昇する結果
、逆に低温靭性が劣化するからである。
は下記のとおりである。即ち、本発明による化学組成の
鋼片の加熱温度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示
した第1図において、−196℃でのクロス方向vノツ
チシャルビ衝撃試験吸収エネルギvE−+siは、上記
加熱温度が900〜1000℃の範囲で最高値を示す一
方、加熱温度がこの範囲を外れると急激に低下するから
である。また、後述する熱間圧延を700℃以上で完了
させるためには、鋼片の加熱温度の下限を900℃とす
る必要があるからである。なお、上記vE−+ss値の
低下原因についで述べれば、1000℃を越えた場合は
、ミクロ組織を対比して示した第2図からも分かるよう
に、1000℃加熱材(a)に比べて1100℃加熱材
(b)は結晶粒が粗大化しているからであり、一方90
0℃未満の場合は、必然的に圧延仕上温度が低くなり、
鋼中に転位などの格子欠陥が過度に導入され、これが焼
戻し後まで残存することにより強度が異常上昇する結果
、逆に低温靭性が劣化するからである。
熱間圧延を700℃以上で行なう理由は下記のとおりで
ある。即ち、本発明による化学組成の鋼片の圧延仕上温
度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示した#2図に
おいて、−196℃でのクロス方向■ノツチシャルビ衝
撃試験吸収エネルギv E −+ s sは、圧延仕上
温度が700℃を下回ると鋼片の加熱温度にかかわらず
急激に低下するからである。この低下の原因については
、700℃未満では前述と同様に鋼中に格子欠陥が過度
に導入されて残存し、強度が異常上昇する結果、低温靭
性が急激に劣化するからである。なお、圧延仕上温度が
700℃以上の場合、1100〜1200℃加熱材では
圧延仕上温度の低下とともにv E −+ * aが向
上する傾向があるが、900〜1000℃(本発明の範
囲)加熱材ではvE−+ssは圧延仕上温度(700〜
900℃)に依存せず、常に最高値を示すことがわかる
。
ある。即ち、本発明による化学組成の鋼片の圧延仕上温
度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示した#2図に
おいて、−196℃でのクロス方向■ノツチシャルビ衝
撃試験吸収エネルギv E −+ s sは、圧延仕上
温度が700℃を下回ると鋼片の加熱温度にかかわらず
急激に低下するからである。この低下の原因については
、700℃未満では前述と同様に鋼中に格子欠陥が過度
に導入されて残存し、強度が異常上昇する結果、低温靭
性が急激に劣化するからである。なお、圧延仕上温度が
700℃以上の場合、1100〜1200℃加熱材では
圧延仕上温度の低下とともにv E −+ * aが向
上する傾向があるが、900〜1000℃(本発明の範
囲)加熱材ではvE−+ssは圧延仕上温度(700〜
900℃)に依存せず、常に最高値を示すことがわかる
。
熱間圧延後直ちに焼入れする理由は、焼入れのための再
加熱工程を省略することによって、経済的メリットを得
るためであることはいうまでもな−1゜ さらに、焼戻し温度を560〜620℃とした理由は、
560℃未満ではマルテンサイトの回復が不十分なため
十分な靭性が得ら紅ず、また620℃を超えると、一部
オーステナイトへの変態が進行するため冷却後に十分な
靭性が得られないからである。
加熱工程を省略することによって、経済的メリットを得
るためであることはいうまでもな−1゜ さらに、焼戻し温度を560〜620℃とした理由は、
560℃未満ではマルテンサイトの回復が不十分なため
十分な靭性が得ら紅ず、また620℃を超えると、一部
オーステナイトへの変態が進行するため冷却後に十分な
靭性が得られないからである。
このように、本発明の熱処理条件は、9%Ni鋼の組織
が低温域で高圧下するという従来の制御圧延法では十分
に微細化できないマルテンサイトあるいはマルテンサイ
トと下部ベイナイトの混合組織であることに鑑み、鋼片
を極低温加熱(900〜1000℃)するようにした点
にとりわけ特徴があり、これらの熱処理条件によっての
み結晶粒の十分な微細化を図れ、優れた低温靭性な得る
ことができるのである。
が低温域で高圧下するという従来の制御圧延法では十分
に微細化できないマルテンサイトあるいはマルテンサイ
トと下部ベイナイトの混合組織であることに鑑み、鋼片
を極低温加熱(900〜1000℃)するようにした点
にとりわけ特徴があり、これらの熱処理条件によっての
み結晶粒の十分な微細化を図れ、優れた低温靭性な得る
ことができるのである。
〈発明の効果〉
本発明によれば、制御圧延士直接焼入り焼戻し法で微細
な結晶粒を有する9%Ni鋼を製造することができるの
で、製造原価を低減できるうえ、優れた低温靭性の9%
Ni鋼を得ることができる。
な結晶粒を有する9%Ni鋼を製造することができるの
で、製造原価を低減できるうえ、優れた低温靭性の9%
Ni鋼を得ることができる。
〈実施例〉
以下、本発明を図示の実施例により詳細に説明する。
第4図に示す化学組成を有する9%Ni鋼を、種々の条
件で加熱・圧延し、直接焼入れ焼戻し処理した後、−1
96℃でクロス方向(圧延方向に直交する方向)■ノツ
チシャルビ衝撃試験を行なった。このと鯵の加熱温度、
圧延仕上温度と上記衝撃試験吸収エネルギvE−+□の
関係を第5図に示す1図中No、1〜4は各発明鋼、N
o、5〜9は夫々上記発明鋼に対する比較鋼である。N
o、1〜4は、もちろん本発明の加熱温度範囲(900
〜1000℃)および圧延仕上温度範囲(2700℃)
内にあり、いずれも26〜27kgf−seと従来の焼
入・れ焼戻し法(焼入れのための再加熱必要)と同等の
優れたvE−1,、値を示している。これに対して、N
o、5〜7は、加熱温度が上記範囲(900〜1000
℃)を上回っており、VE−+ss値が発明鋼よりも5
〜12kgf−憶低下しているのが分かる。
件で加熱・圧延し、直接焼入れ焼戻し処理した後、−1
96℃でクロス方向(圧延方向に直交する方向)■ノツ
チシャルビ衝撃試験を行なった。このと鯵の加熱温度、
圧延仕上温度と上記衝撃試験吸収エネルギvE−+□の
関係を第5図に示す1図中No、1〜4は各発明鋼、N
o、5〜9は夫々上記発明鋼に対する比較鋼である。N
o、1〜4は、もちろん本発明の加熱温度範囲(900
〜1000℃)および圧延仕上温度範囲(2700℃)
内にあり、いずれも26〜27kgf−seと従来の焼
入・れ焼戻し法(焼入れのための再加熱必要)と同等の
優れたvE−1,、値を示している。これに対して、N
o、5〜7は、加熱温度が上記範囲(900〜1000
℃)を上回っており、VE−+ss値が発明鋼よりも5
〜12kgf−憶低下しているのが分かる。
また、No、8は加熱温度、圧延仕上温度が共に上記各
範囲を下回り、No、9は圧延仕上温度が上記範囲(2
700℃)を下回っており、vE−+ss値が発明鋼よ
りも約5 kgf・−低下しているのが分かる。
範囲を下回り、No、9は圧延仕上温度が上記範囲(2
700℃)を下回っており、vE−+ss値が発明鋼よ
りも約5 kgf・−低下しているのが分かる。
従って、加熱温度、圧延仕上温度が本発明で規定する範
囲外である比較鋼は、壬の低温靭性が発明鋼に比べて着
しく劣っていると結論できる。
囲外である比較鋼は、壬の低温靭性が発明鋼に比べて着
しく劣っていると結論できる。
第1図は衝撃試験吸収エネルギvE−+ssに及ぼす鋼
片の加熱温度の影響を示す図、第2図(a)、(b)は
1000℃加熱材および1100℃加熱材のミクロ組織
を示す図、第3図はvE−+*sに及ぼす圧延仕上温度
の影響を示す図、第4図は本発明による9%Ni鋼の化
学組成を示す図、第5図は上記9%Ni鋼の加熱温度、
圧延仕上温度とVE−、,6の関係を示す図である。
片の加熱温度の影響を示す図、第2図(a)、(b)は
1000℃加熱材および1100℃加熱材のミクロ組織
を示す図、第3図はvE−+*sに及ぼす圧延仕上温度
の影響を示す図、第4図は本発明による9%Ni鋼の化
学組成を示す図、第5図は上記9%Ni鋼の加熱温度、
圧延仕上温度とVE−、,6の関係を示す図である。
Claims (2)
- (1)C:0.01〜0.10重量%(以下重量%)、
Si:0.02〜0.50%、Mn:0.10〜2.0
0%、Ni:8.00〜10.00%、Al:0.00
5〜0.10%を含み残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼片を、900〜1000℃の温度範囲に加熱し
、700℃以上で熱間圧延に付した後、直ちに焼入れし
、続いて560〜620℃の温度範囲で焼戻すことを特
徴とする9%Ni鋼の製造方法。 - (2)C:0.01〜0.10%、Si:0.02〜0
.50%、Mn:0.10〜2.00%、Ni:8.0
0〜10.00%、Al:0.005〜0.10%を含
み、さらにCu:≦1.00%、Cr:≦1.00%、
Mo:≦0.50%、V:≦0.10%、B:≦0.0
05%、Ti:≦0.05%、Ca:≦0.01%、C
e:≦0.05%、Mg:≦0.01%、Zr:≦0.
05%、La:≦0.05%の少なくとも一種を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を、900
〜1000℃の温度範囲に加熱し、700℃以上で熱間
圧延に付した後、直ちに焼入れし、続いて560〜62
0℃の温度範囲で焼戻すことを特徴とする9%Ni鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26493284A JPS61143516A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | 9%Ni鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26493284A JPS61143516A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | 9%Ni鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61143516A true JPS61143516A (ja) | 1986-07-01 |
Family
ID=17410189
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP26493284A Pending JPS61143516A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | 9%Ni鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61143516A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP3712290A4 (en) * | 2017-11-17 | 2020-09-23 | Posco | Cryogenic steel plate and process for the manufacture thereof |
-
1984
- 1984-12-14 JP JP26493284A patent/JPS61143516A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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