JPH0135070B2 - - Google Patents
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- JPH0135070B2 JPH0135070B2 JP25857185A JP25857185A JPH0135070B2 JP H0135070 B2 JPH0135070 B2 JP H0135070B2 JP 25857185 A JP25857185 A JP 25857185A JP 25857185 A JP25857185 A JP 25857185A JP H0135070 B2 JPH0135070 B2 JP H0135070B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- processing
- temperature
- hot
- mechanical properties
- alloy material
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Description
［産業上の利用分野］
本発明は強度、延性などの機械的性質に優れた
チタン合金材の製造方法に関する。 ［従来の技術とその問題点］ Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金は高強度でかつ
冷間加工性に優れたβ型チタン合金として最近利
用が広がる傾向にある。これは、該チタン合金が
Ti−6Al−4V合金等のα＋β型チタン合金と比
較して冷間加工性が大幅に優れ、冷間プレス等の
採用が可能で、加工工程の省力化を図り得るから
である。 しかしながら、上記Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al
合金材（以下単に本合金材と称す）は、従来では
熱間加工工程による製造が困難とされていた。そ
れは、本合金材の製造上、機械的性質及び組織の
不均一性がネツクとなり、熱間加工のみでは、十
分な機械的性質と組織の均一性を得るのが難しい
とされていたからである。 そのため、本合金材は熱間加工ままで利用され
ることはほとんどなく、従来では一般に、熱間加
工工程−溶体化処理工程−冷間加工工程の３工程
により製造し、熱間加工工程後の冷間加工工程の
付加により、機械的性質の向上、機械的性質及び
組織の均一性向上を図つていた。しかし、この方
法では工程数が多いため製造が容易でなく生産
性、生産コストに問題があつた。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明は上記したような従来の問題点を解消す
るため研究と実験を重ねて創案されたもので、そ
の目的とするところは、従来方法（熱間加工工程
−溶体化処理工程−冷間加工工程）と同等の優れ
た機械的性質及び組織を持つ本合金材を、熱間加
工工程だけで容易に製造できる方法を提供するこ
とにある。 この目的を達成するため本発明は、本合金材を
得るにあたり、特に熱間加工用素材（スラブ、ビ
レツトなど）の熱間加工温度と加工率を厳密に制
御して熱間加工を行うようにしたもので、すなわ
ち、Ｖ：14〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：
2.5〜3.5wt％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不
可避的不純物からなるチタン合金材を製造するに
あたり、熱間加工用素材を900℃以上1050℃以下
の温度に加熱後加工を開始し、少くとも650℃以
上900℃以下で加工率50％以上、かつそのうち650
℃以上850℃以下で加工率30％以上の加工を加え、
650℃以上800℃以下の温度で加工を終了すること
を特徴とするものである。 なお、本発明におけるチタン合金材には、酸素
を0.3％以下まで含有させたものも含み、これに
より本合金材の強度をさらに増すことができる。 以下本発明を詳述する。 本発明で製造目的のチタン合金材は、Ｖ：14〜
16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：2.5〜3.5wt％、
Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不可避的不純物か
らなるもので、0.3％以下の酸素を含有したもの
を含む。酸素の添加により本合金材は強度を上昇
させることが可能であるが、0.3％を越えると冷
間加工性（冷間成形性）が著しく劣化する。即ち
溶体化処理（800℃×20min→水冷）において、
酸素：0.3％以下含有の場合密着曲げが可能であ
るが、0.3％を越えると曲げ半径Ｒ＝10tにおいて
も破断が認められ実用上適用不可能である。 この成分を真空アーク溶解炉等で溶製し、溶製
インゴツトを、バツチ炉又は連続炉を用いて加熱
後、鍛造あるいは分塊圧延することで熱間加工用
素材を作成する。 インゴツトの加熱温度は1000℃以上1200℃以下
が望ましい。その理由は、1000℃未満の加熱で
は、後工程まで鋳造組織が残留して機械的性質の
低下をもたらすと共に、鍛造又は分塊圧延による
インゴツトブレイクダウン時の加工性の低下を生
じさせ、1200℃を越える温度に加熱すると、酸化
に伴う歩留りの大幅な低下を伴うからである。 上記熱間加工用素材を熱間加工するに際し、バ
ツチ炉又は連続炉で900℃以上1050℃以下の温度
に加熱後加工を開始する。このように、熱間加工
用素材の加熱温度を制御することが本発明のひと
つの重要なポイントである。 本合金材は熱間加工後、溶体化処理、時効処理
を施して使用されるが、時効時に組織の不均一化
が生じやすく、これが本合金材の機械的性質の不
均一と質低下を招く、これは時効析出挙動の不均
一に基くものであり、添加元素の偏析が原因であ
る。 この対策として従来法では、熱間加工、溶
体化処理、冷間加工、溶体化処理、時効処
理を順次施して最終製品としている。すなわち、
熱間加工工程に続き冷間加工工程を必須工程とし
て加え、熱間（冷間）加工−溶体処理（加工−再
結晶過程）を２回繰返すことにより添加元素を均
質化し、最終製品の均質化を図つている。 本発明はこのような煩雑な工程を省き、熱間加
工用素材の加熱温度を一定条件に厳密に制御する
ことで、添加元素の均質化、組織の均一化を図る
もので、これがβ高温域の900℃以上、1050℃以
下の温度に熱間加工用素材を加熱してから加工を
開始するという条件である。 加熱温度の上限を1050℃としたのは、これを越
える加熱温度とした場合、β粒の粒成長が著しく
なり、その結果最終製品のβ粒の粗大化、不均一
を生じ、機械的性質の低下をもたらすからであ
る。また、加熱温度の下限を900℃としたのは、
加熱温度がこれ未満の場合には、添加元素の拡散
均一化が不十分となり、やはり、最終製品の機械
的性質及び組織の不均一性の問題が生ずると共
に、機械的性質の低下を招くからである。 なお本発明は、場合によつては、熱間加工用素
材を900℃以上1050℃以下の温度に加熱後加工を
開始し、900℃以上の再結晶域での加工を行うこ
とでβ晶の再結晶を図り、これを通して添加元素
の均質化をさらに向上させることも可能である。 次に本発明は、上記のように熱間加工用素材を
加熱後次の条件で熱間加工を行う。 (1) 加工率を少なくとも650℃以上900℃以下で50
％以上かつ650℃以上850℃以下で30％以上とす
る。 (2) 加工仕上温度を650℃以上800℃以下とする。 このように加熱温度を加え、熱間加工方法を厳
密に制御することが本発明の重要なポイントであ
る。 従来法においては、熱間加工工程に続く冷間加
工工程において加工材に加工歪を与え、これに続
く溶体化処理工程での再結晶挙動を通してβ晶の
均一微細化及び添加元素の均質化、そして時効時
の機械的性質の改善を図つていた。本発明は、こ
の発想を転換し、熱間加工工程そのものでの低温
域の加工率を制御することにより、冷間加工と同
様の効果を得るようにしたものである。 (1)の加工率を規定したのは、最終製品のβ粒の
微細化及び機械的性質の改善を図るには、未再結
晶温度域である900℃以下での加工率の制御が必
要だからであり、900℃以下で50％以上かつ850℃
以下で30％以上の加工を加えた場合にだけ、均一
な圧延変形組織となり熱間圧延後の溶体化組織、
溶体化組織も均一微細となる。その結果、これら
熱処理材の機械的性質及び均一性の向上を生じ
る。すなわち加工率が小さい場合、熱間圧延後の
溶体化熱処理において、不均一な再結晶、回復組
織となり、この結果、続く時効熱処理における時
効析出が不均一となる。 加工温度及び加工仕上温度の下限を650℃以上
としたのは、加工温度が650℃未満になると加工
変形抵抗が上昇し、加工が困難になると共に、加
工中のα晶が析出し、最終製品の機械的性質及び
組織の均一性が低下するためである。 また仕上温度を800℃以下と限定した理由は圧
延仕上温度が800℃を越える場合、熱間圧延後
（中）の冷却過程で圧延変形組織が不均一な回復
組織となり、この不均一な回復組織が原因で、溶
体化時効材の機械的性質の低下を生じるためであ
る。すなわち、この不均一な回復組織は熱間圧延
後の溶体化組織、溶体化時効組織の均一性に影響
を及ぼし、その結果、これら熱処理材の機械的性
質の低下、不均一性を生じるためである。 ［実施例］ 次に本発明の実施例を示す。 第１表は供試材の化学成分（wt％）を示す
もので、使用したTi−15V−3Cr−3Sn−3Al合
金インゴツトの直径は直径550mmであり、これ
を1050℃に加熱した後、100mm厚に鍛造し、熱
間加工用素材を作成した。
チタン合金材の製造方法に関する。 ［従来の技術とその問題点］ Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金は高強度でかつ
冷間加工性に優れたβ型チタン合金として最近利
用が広がる傾向にある。これは、該チタン合金が
Ti−6Al−4V合金等のα＋β型チタン合金と比
較して冷間加工性が大幅に優れ、冷間プレス等の
採用が可能で、加工工程の省力化を図り得るから
である。 しかしながら、上記Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al
合金材（以下単に本合金材と称す）は、従来では
熱間加工工程による製造が困難とされていた。そ
れは、本合金材の製造上、機械的性質及び組織の
不均一性がネツクとなり、熱間加工のみでは、十
分な機械的性質と組織の均一性を得るのが難しい
とされていたからである。 そのため、本合金材は熱間加工ままで利用され
ることはほとんどなく、従来では一般に、熱間加
工工程−溶体化処理工程−冷間加工工程の３工程
により製造し、熱間加工工程後の冷間加工工程の
付加により、機械的性質の向上、機械的性質及び
組織の均一性向上を図つていた。しかし、この方
法では工程数が多いため製造が容易でなく生産
性、生産コストに問題があつた。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明は上記したような従来の問題点を解消す
るため研究と実験を重ねて創案されたもので、そ
の目的とするところは、従来方法（熱間加工工程
−溶体化処理工程−冷間加工工程）と同等の優れ
た機械的性質及び組織を持つ本合金材を、熱間加
工工程だけで容易に製造できる方法を提供するこ
とにある。 この目的を達成するため本発明は、本合金材を
得るにあたり、特に熱間加工用素材（スラブ、ビ
レツトなど）の熱間加工温度と加工率を厳密に制
御して熱間加工を行うようにしたもので、すなわ
ち、Ｖ：14〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：
2.5〜3.5wt％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不
可避的不純物からなるチタン合金材を製造するに
あたり、熱間加工用素材を900℃以上1050℃以下
の温度に加熱後加工を開始し、少くとも650℃以
上900℃以下で加工率50％以上、かつそのうち650
℃以上850℃以下で加工率30％以上の加工を加え、
650℃以上800℃以下の温度で加工を終了すること
を特徴とするものである。 なお、本発明におけるチタン合金材には、酸素
を0.3％以下まで含有させたものも含み、これに
より本合金材の強度をさらに増すことができる。 以下本発明を詳述する。 本発明で製造目的のチタン合金材は、Ｖ：14〜
16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：2.5〜3.5wt％、
Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不可避的不純物か
らなるもので、0.3％以下の酸素を含有したもの
を含む。酸素の添加により本合金材は強度を上昇
させることが可能であるが、0.3％を越えると冷
間加工性（冷間成形性）が著しく劣化する。即ち
溶体化処理（800℃×20min→水冷）において、
酸素：0.3％以下含有の場合密着曲げが可能であ
るが、0.3％を越えると曲げ半径Ｒ＝10tにおいて
も破断が認められ実用上適用不可能である。 この成分を真空アーク溶解炉等で溶製し、溶製
インゴツトを、バツチ炉又は連続炉を用いて加熱
後、鍛造あるいは分塊圧延することで熱間加工用
素材を作成する。 インゴツトの加熱温度は1000℃以上1200℃以下
が望ましい。その理由は、1000℃未満の加熱で
は、後工程まで鋳造組織が残留して機械的性質の
低下をもたらすと共に、鍛造又は分塊圧延による
インゴツトブレイクダウン時の加工性の低下を生
じさせ、1200℃を越える温度に加熱すると、酸化
に伴う歩留りの大幅な低下を伴うからである。 上記熱間加工用素材を熱間加工するに際し、バ
ツチ炉又は連続炉で900℃以上1050℃以下の温度
に加熱後加工を開始する。このように、熱間加工
用素材の加熱温度を制御することが本発明のひと
つの重要なポイントである。 本合金材は熱間加工後、溶体化処理、時効処理
を施して使用されるが、時効時に組織の不均一化
が生じやすく、これが本合金材の機械的性質の不
均一と質低下を招く、これは時効析出挙動の不均
一に基くものであり、添加元素の偏析が原因であ
る。 この対策として従来法では、熱間加工、溶
体化処理、冷間加工、溶体化処理、時効処
理を順次施して最終製品としている。すなわち、
熱間加工工程に続き冷間加工工程を必須工程とし
て加え、熱間（冷間）加工−溶体処理（加工−再
結晶過程）を２回繰返すことにより添加元素を均
質化し、最終製品の均質化を図つている。 本発明はこのような煩雑な工程を省き、熱間加
工用素材の加熱温度を一定条件に厳密に制御する
ことで、添加元素の均質化、組織の均一化を図る
もので、これがβ高温域の900℃以上、1050℃以
下の温度に熱間加工用素材を加熱してから加工を
開始するという条件である。 加熱温度の上限を1050℃としたのは、これを越
える加熱温度とした場合、β粒の粒成長が著しく
なり、その結果最終製品のβ粒の粗大化、不均一
を生じ、機械的性質の低下をもたらすからであ
る。また、加熱温度の下限を900℃としたのは、
加熱温度がこれ未満の場合には、添加元素の拡散
均一化が不十分となり、やはり、最終製品の機械
的性質及び組織の不均一性の問題が生ずると共
に、機械的性質の低下を招くからである。 なお本発明は、場合によつては、熱間加工用素
材を900℃以上1050℃以下の温度に加熱後加工を
開始し、900℃以上の再結晶域での加工を行うこ
とでβ晶の再結晶を図り、これを通して添加元素
の均質化をさらに向上させることも可能である。 次に本発明は、上記のように熱間加工用素材を
加熱後次の条件で熱間加工を行う。 (1) 加工率を少なくとも650℃以上900℃以下で50
％以上かつ650℃以上850℃以下で30％以上とす
る。 (2) 加工仕上温度を650℃以上800℃以下とする。 このように加熱温度を加え、熱間加工方法を厳
密に制御することが本発明の重要なポイントであ
る。 従来法においては、熱間加工工程に続く冷間加
工工程において加工材に加工歪を与え、これに続
く溶体化処理工程での再結晶挙動を通してβ晶の
均一微細化及び添加元素の均質化、そして時効時
の機械的性質の改善を図つていた。本発明は、こ
の発想を転換し、熱間加工工程そのものでの低温
域の加工率を制御することにより、冷間加工と同
様の効果を得るようにしたものである。 (1)の加工率を規定したのは、最終製品のβ粒の
微細化及び機械的性質の改善を図るには、未再結
晶温度域である900℃以下での加工率の制御が必
要だからであり、900℃以下で50％以上かつ850℃
以下で30％以上の加工を加えた場合にだけ、均一
な圧延変形組織となり熱間圧延後の溶体化組織、
溶体化組織も均一微細となる。その結果、これら
熱処理材の機械的性質及び均一性の向上を生じ
る。すなわち加工率が小さい場合、熱間圧延後の
溶体化熱処理において、不均一な再結晶、回復組
織となり、この結果、続く時効熱処理における時
効析出が不均一となる。 加工温度及び加工仕上温度の下限を650℃以上
としたのは、加工温度が650℃未満になると加工
変形抵抗が上昇し、加工が困難になると共に、加
工中のα晶が析出し、最終製品の機械的性質及び
組織の均一性が低下するためである。 また仕上温度を800℃以下と限定した理由は圧
延仕上温度が800℃を越える場合、熱間圧延後
（中）の冷却過程で圧延変形組織が不均一な回復
組織となり、この不均一な回復組織が原因で、溶
体化時効材の機械的性質の低下を生じるためであ
る。すなわち、この不均一な回復組織は熱間圧延
後の溶体化組織、溶体化時効組織の均一性に影響
を及ぼし、その結果、これら熱処理材の機械的性
質の低下、不均一性を生じるためである。 ［実施例］ 次に本発明の実施例を示す。 第１表は供試材の化学成分（wt％）を示す
もので、使用したTi−15V−3Cr−3Sn−3Al合
金インゴツトの直径は直径550mmであり、これ
を1050℃に加熱した後、100mm厚に鍛造し、熱
間加工用素材を作成した。
【表】
上記熱間加工用素材を種々の熱間加工条件で
加工し、それぞれの機械的性質について調べた
結果を下記第２表に示す。 熱間加工は、上記熱間加工用素材から試験片
を切出し、該試験片を、1100℃から875℃の温
度範囲に加熱した後、仕上温度860℃から625℃
の温度範囲で実施した。仕上板厚はいずれも10
mmである。熱間加工後の溶体化処理条件は800
℃×20min→空冷であり、時効処理条件は、
480℃×14hr→空冷（STA1）、510℃×14hr→
空冷（STA2）の２条件とした。一部の材料
（表中No.16）については、比較のため、熱間加
工後、溶体化処理−冷間加工（Ｌ方向５％冷間
加工）を実施した。 第２表中の加工材の機械的性質は、板厚中心
より板厚７mm、平行部12.5mm、G.L.50mmの板状
引張試験片をＬ方向に各々の加工条件ごとに10
本採取して調査した。 また、表中のβ粒径は各々の加工条件につい
て、LZ面（圧延方向に平行な板厚断面）にお
けるβ粒径を線分法で測定して求めた。 また、第２表中の超音波探傷ノイズレベル
は、探傷周波数5MHz、狭帯域探触子を用い、
探傷感度STB Ｇ V15−1.4＝50％で求めた。
加工し、それぞれの機械的性質について調べた
結果を下記第２表に示す。 熱間加工は、上記熱間加工用素材から試験片
を切出し、該試験片を、1100℃から875℃の温
度範囲に加熱した後、仕上温度860℃から625℃
の温度範囲で実施した。仕上板厚はいずれも10
mmである。熱間加工後の溶体化処理条件は800
℃×20min→空冷であり、時効処理条件は、
480℃×14hr→空冷（STA1）、510℃×14hr→
空冷（STA2）の２条件とした。一部の材料
（表中No.16）については、比較のため、熱間加
工後、溶体化処理−冷間加工（Ｌ方向５％冷間
加工）を実施した。 第２表中の加工材の機械的性質は、板厚中心
より板厚７mm、平行部12.5mm、G.L.50mmの板状
引張試験片をＬ方向に各々の加工条件ごとに10
本採取して調査した。 また、表中のβ粒径は各々の加工条件につい
て、LZ面（圧延方向に平行な板厚断面）にお
けるβ粒径を線分法で測定して求めた。 また、第２表中の超音波探傷ノイズレベル
は、探傷周波数5MHz、狭帯域探触子を用い、
探傷感度STB Ｇ V15−1.4＝50％で求めた。
【表】
【表】
第２表から明らかなように、本発明の加工条
件にあるNo.１〜No.９の材料はSTA1で強度135
Kgｆ／mm2以上、伸び５％以上、STA2で強度
130Kgｆ／mm2以上、伸び５％以上の優れた強度、
延性値が得られており、強度の標準偏差も0.3
以下とばらつきも小さい。これらの機械的性質
は従来法であるNo.16の材料（熱間加工工程後冷
間加工工程を加えたもの）と同等である。 これに対し、本発明の規定する加熱温度、仕
上温度、加工温度と加工率の各条件のうち１つ
でも欠いたもの（No.10〜No.15）は、従来法によ
る材料に比べ機械的性質が劣つている。このこ
とから、熱間加工用素材を900℃以上1050℃以
下の温度に加熱後、少なくとも650℃以上900℃
以下で加工率50％以上かつそのうち650℃以上
850℃以下で加工率30％以上の加工を加え、650
℃以上800℃以下の温度で加工を終了すること
が、熱間加工ままで優れた機械的性質の本合金
材を得る必須条件であることが明らかである。 また、本発明によれば超音波探傷時のノイズ
レベルが大幅に低減し、超音波探傷が容易にな
る。これは本発明の採用で組織が均一化される
ためで、この点では従来法による材料よりも優
れている。 ［発明の効果］ 以上説明した本発明によるときには、Ti−15V
−3Cr−3Sn−3Al合金材の製造において、冷間加
工を行わなくても熱間加工の温度と加工率を制御
することにより、冷間加工材と同等の優れた機械
的性質を有するチタン合金材を容易に製造できる
というすぐれた効果が得られる。
件にあるNo.１〜No.９の材料はSTA1で強度135
Kgｆ／mm2以上、伸び５％以上、STA2で強度
130Kgｆ／mm2以上、伸び５％以上の優れた強度、
延性値が得られており、強度の標準偏差も0.3
以下とばらつきも小さい。これらの機械的性質
は従来法であるNo.16の材料（熱間加工工程後冷
間加工工程を加えたもの）と同等である。 これに対し、本発明の規定する加熱温度、仕
上温度、加工温度と加工率の各条件のうち１つ
でも欠いたもの（No.10〜No.15）は、従来法によ
る材料に比べ機械的性質が劣つている。このこ
とから、熱間加工用素材を900℃以上1050℃以
下の温度に加熱後、少なくとも650℃以上900℃
以下で加工率50％以上かつそのうち650℃以上
850℃以下で加工率30％以上の加工を加え、650
℃以上800℃以下の温度で加工を終了すること
が、熱間加工ままで優れた機械的性質の本合金
材を得る必須条件であることが明らかである。 また、本発明によれば超音波探傷時のノイズ
レベルが大幅に低減し、超音波探傷が容易にな
る。これは本発明の採用で組織が均一化される
ためで、この点では従来法による材料よりも優
れている。 ［発明の効果］ 以上説明した本発明によるときには、Ti−15V
−3Cr−3Sn−3Al合金材の製造において、冷間加
工を行わなくても熱間加工の温度と加工率を制御
することにより、冷間加工材と同等の優れた機械
的性質を有するチタン合金材を容易に製造できる
というすぐれた効果が得られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｖ：14〜16wt％、Cr：2.5〜3.5wt％、Sn：
2.5〜3.5wt％、Al：2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不
可避的不純物からなるチタン合金材を製造するに
あたり、熱間加工用素材を900℃以上1050℃以下
の温度に加熱後加工を開始し、少くとも650℃以
上900℃以下で加工率50％以上、かつそのうち650
℃以上850℃以下で加工率30％以上の加工を加え、
650℃以上800℃以下の温度で加工を終了すること
を特徴とする強度、延性に優れたチタン合金材の
製造方法。 ２ 前記チタン合金材に酸素0.3％以下を含有す
る特許請求の範囲第１項記載のチタン合金材の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25857185A JPS62120469A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 強度、延性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25857185A JPS62120469A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 強度、延性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62120469A JPS62120469A (ja) | 1987-06-01 |
| JPH0135070B2 true JPH0135070B2 (ja) | 1989-07-24 |
Family
ID=17322090
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25857185A Granted JPS62120469A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 強度、延性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62120469A (ja) |
-
1985
- 1985-11-20 JP JP25857185A patent/JPS62120469A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62120469A (ja) | 1987-06-01 |
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