JPH0670267B2 - 溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板 - Google Patents
溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板Info
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- JPH0670267B2 JPH0670267B2 JP3153980A JP15398091A JPH0670267B2 JP H0670267 B2 JPH0670267 B2 JP H0670267B2 JP 3153980 A JP3153980 A JP 3153980A JP 15398091 A JP15398091 A JP 15398091A JP H0670267 B2 JPH0670267 B2 JP H0670267B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は加工用冷延鋼板に係り、
より詳細には、溶接部、特にスポット溶接部の強度特性
に優れ、かつ自動車用部品或いは電気機器用部品などの
如く非常に厳しいプレス成形にも耐え得る高加工性を有
する冷延鋼板に関する。
より詳細には、溶接部、特にスポット溶接部の強度特性
に優れ、かつ自動車用部品或いは電気機器用部品などの
如く非常に厳しいプレス成形にも耐え得る高加工性を有
する冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】炭窒化物形成元素を添加した極低炭素冷
延鋼板は、短工期の連続焼鈍によって製造できること、
また、深絞り性、延性に優れ、複雑化している部品形状
に十分耐え得るプレス成形性を有していることなど、製
造面においても、加工面においても大きな利点があり、
その生産量は年々増加している。
延鋼板は、短工期の連続焼鈍によって製造できること、
また、深絞り性、延性に優れ、複雑化している部品形状
に十分耐え得るプレス成形性を有していることなど、製
造面においても、加工面においても大きな利点があり、
その生産量は年々増加している。
【０００３】このような極低炭素鋼板としては、従来、
Ｔi添加鋼、Ｎb添加鋼が知られており、また特開昭５８
−１０７４１４号に見られるようにＴi−Ｎb複合添加鋼
などが知られている。
Ｔi添加鋼、Ｎb添加鋼が知られており、また特開昭５８
−１０７４１４号に見られるようにＴi−Ｎb複合添加鋼
などが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの極低
炭素鋼板は、低炭素鋼板に比べて、加工性は優れている
ものの、部品組立ての際に行う溶接において、溶接部の
組織が容易に粗大化するという問題があり、また低炭素
鋼板に比べて溶接部及びその熱影響部における硬化が少
なく、故に溶接部の強度が低いという問題があるため、
剛性面からその改善が要望されているのが現状である。
炭素鋼板は、低炭素鋼板に比べて、加工性は優れている
ものの、部品組立ての際に行う溶接において、溶接部の
組織が容易に粗大化するという問題があり、また低炭素
鋼板に比べて溶接部及びその熱影響部における硬化が少
なく、故に溶接部の強度が低いという問題があるため、
剛性面からその改善が要望されているのが現状である。
【０００５】本発明は、かゝる状況のもとでなされたも
のであって、溶接部の強度特性に優れた加工用冷延鋼板
を提供することを目的とするものである。
のであって、溶接部の強度特性に優れた加工用冷延鋼板
を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するた
め、本発明者らは、極低炭素冷延鋼板のスポット溶接部
強度に及ぼす添加元素の影響について鋭意研究を重ねた
結果、Ｂ添加が極めて有効であり、深絞り性をも考慮し
た場合、熱延鋼板中でのＢの存在状態及び窒化物の構成
比が適正な場合において、加工性と溶接部強度が共に優
れたものになることを知見し、ここに本発明を完成した
ものである。
め、本発明者らは、極低炭素冷延鋼板のスポット溶接部
強度に及ぼす添加元素の影響について鋭意研究を重ねた
結果、Ｂ添加が極めて有効であり、深絞り性をも考慮し
た場合、熱延鋼板中でのＢの存在状態及び窒化物の構成
比が適正な場合において、加工性と溶接部強度が共に優
れたものになることを知見し、ここに本発明を完成した
ものである。
【０００７】すなわち、本発明は、熱延鋼板を冷延・焼
鈍して得られる冷延鋼板において、冷延・焼鈍前の熱延
鋼板が、Ｃ：０.００５％以下、Ｎ：０.００５％以下、
Ｎb：０.０５％以下を含有し、更にＴi、Ｂ及びＡlを含
有し、窒化物としてＴiＮ、ＢＮ及びＡlＮが析出してお
り、全Ｎ量に対するＴiＮ及びＢＮとして存在するＮの
比率が、｛（ＮasTiN＋ＮasBN）／ＴotalＮ｝×１００
≧７０％を満足し、かつ、薄鋼板中に固溶状態で存在す
るＢの量が０.０００４％以下であることを特徴とする
溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板を要旨とする
ものである。
鈍して得られる冷延鋼板において、冷延・焼鈍前の熱延
鋼板が、Ｃ：０.００５％以下、Ｎ：０.００５％以下、
Ｎb：０.０５％以下を含有し、更にＴi、Ｂ及びＡlを含
有し、窒化物としてＴiＮ、ＢＮ及びＡlＮが析出してお
り、全Ｎ量に対するＴiＮ及びＢＮとして存在するＮの
比率が、｛（ＮasTiN＋ＮasBN）／ＴotalＮ｝×１００
≧７０％を満足し、かつ、薄鋼板中に固溶状態で存在す
るＢの量が０.０００４％以下であることを特徴とする
溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板を要旨とする
ものである。
【０００８】以下に本発明を更に詳述する。
【０００９】
【００１０】まず、本発明における鋼板の化学成分の限
定理由について述べる。
定理由について述べる。
【００１１】Ｃ：Ｃは延性、深絞り性の向上のため、で
きるだけ低減することが好ましく、その上限を０.００
５％とする。
きるだけ低減することが好ましく、その上限を０.００
５％とする。
【００１２】Ｎ：本発明においては、ＮをＴiＮ、Ｂ
Ｎ、ＡlＮという析出物の形で熱延板にて完全に析出さ
せることが材質、特に深絞り性の点から必要であるが、
Ｎ量が高くなると析出固定に要するＴi、Ｂ、Ａlの添加
量の増大に伴うコストアップ及び析出物そのものの量が
増え、延性を劣化させるので、Ｎ量の上限を０.００５
％とする。
Ｎ、ＡlＮという析出物の形で熱延板にて完全に析出さ
せることが材質、特に深絞り性の点から必要であるが、
Ｎ量が高くなると析出固定に要するＴi、Ｂ、Ａlの添加
量の増大に伴うコストアップ及び析出物そのものの量が
増え、延性を劣化させるので、Ｎ量の上限を０.００５
％とする。
【００１３】Ｎb：Ｎbは、ＣをＮbＣの形で析出固定
し、加工性を向上させる目的で添加するが、０.０５％
を超える添加は効果が飽和するだけでなくコストアップ
にもなり、また、より過剰な添加はＮbＣ量或いは固溶
Ｎb量の増大により、逆に材質劣化につながる。したが
って、Ｎb量は０.０５％以下とする。
し、加工性を向上させる目的で添加するが、０.０５％
を超える添加は効果が飽和するだけでなくコストアップ
にもなり、また、より過剰な添加はＮbＣ量或いは固溶
Ｎb量の増大により、逆に材質劣化につながる。したが
って、Ｎb量は０.０５％以下とする。
【００１４】Ｔi、Ｂ、Ａl：Ｔi、Ｂ、Ａlは全て窒化物
形成元素であり、Ｎの析出固定による材質向上を目的
に、そしてＢはスポット溶接部強度の改善をも目的とし
て、これらを複合添加する。特に加工性とスポット溶接
部の強度の両方を達成するために、本発明においては、
熱延鋼板におけるこれら３元素が形成する窒化物の構成
比率を、更にＢについては窒化物としてだけでなく固溶
状態で存在するＢ量をそれぞれ、 ｛（ＮasTiN＋ＮasBN）／ＴotalＮ｝×１００≧７０
％、 固溶Ｂ≦０.０００４％、 を満足するように規定する。
形成元素であり、Ｎの析出固定による材質向上を目的
に、そしてＢはスポット溶接部強度の改善をも目的とし
て、これらを複合添加する。特に加工性とスポット溶接
部の強度の両方を達成するために、本発明においては、
熱延鋼板におけるこれら３元素が形成する窒化物の構成
比率を、更にＢについては窒化物としてだけでなく固溶
状態で存在するＢ量をそれぞれ、 ｛（ＮasTiN＋ＮasBN）／ＴotalＮ｝×１００≧７０
％、 固溶Ｂ≦０.０００４％、 を満足するように規定する。
【００１５】まず、窒化物の構成比率について説明す
る。Ｎとの結合し易さはＴi＞Ｂ＞Ａlの順であり、Ｔ
i、Ｂ、Ａlの３元素の複合添加の場合、ＴiＮ＞ＢＮ＞
ＡlＮの順に析出し易い。
る。Ｎとの結合し易さはＴi＞Ｂ＞Ａlの順であり、Ｔ
i、Ｂ、Ａlの３元素の複合添加の場合、ＴiＮ＞ＢＮ＞
ＡlＮの順に析出し易い。
【００１６】本発明においては、ＴiＮとＢＮを析出さ
せ、その比率はＴiＮ及びＢＮとして析出させるＮ量が
鋼中の全Ｎ量の７０％以上となるように規定し、残るＮ
をＡlＮの形で析出させる。すなわち、ＡlＮはＴiＮ、
ＢＮ、ＡlＮの中で最も微細な析出物であり、多量に析
出させることは材質面から好ましくない。ＡlＮとして
析出するＮ量を全Ｎ量の３０％以下にすることが必要で
ある。
せ、その比率はＴiＮ及びＢＮとして析出させるＮ量が
鋼中の全Ｎ量の７０％以上となるように規定し、残るＮ
をＡlＮの形で析出させる。すなわち、ＡlＮはＴiＮ、
ＢＮ、ＡlＮの中で最も微細な析出物であり、多量に析
出させることは材質面から好ましくない。ＡlＮとして
析出するＮ量を全Ｎ量の３０％以下にすることが必要で
ある。
【００１７】次に、固溶Ｂについてであるが、これはＢ
の存在形態の材質への影響から規定されるものである。
すなわち、Ｂは、本発明においては溶接部強度の改善の
ために必須であるが、Ｂが鋼中に固溶状態で存在する場
合には、その後の冷延・焼鈍後の深絞り性が著しく劣化
する。それが故に鋼中固溶Ｂ量の上限を０.０００４％
と規定し、Ｂは極力ＢＮの形で析出物とすることで、固
溶Ｂ、固溶Ｎの影響を同時に無害化するのである。
の存在形態の材質への影響から規定されるものである。
すなわち、Ｂは、本発明においては溶接部強度の改善の
ために必須であるが、Ｂが鋼中に固溶状態で存在する場
合には、その後の冷延・焼鈍後の深絞り性が著しく劣化
する。それが故に鋼中固溶Ｂ量の上限を０.０００４％
と規定し、Ｂは極力ＢＮの形で析出物とすることで、固
溶Ｂ、固溶Ｎの影響を同時に無害化するのである。
【００１８】しかし、現在の製鋼能力ではＮを著しく低
減するのは非常に困難であり、特殊な処理を行わない限
り、生産材では０.００２〜０.００４％のＮを含有す
る。上記したように、固溶Ｎ、固溶Ｂの両方の影響を無
害化するためには、理想的には、Ｎとの当量に相当する
Ｂ(＝（１４／１１）Ｎ)を添加することが望ましいが、
通常鋼のＮ含有量から考えると多量のＢ添加が必要とな
る。Ｂは多量に添加すると、スラブ段階で割れが発生
し、問題となる。こうした状況から、適正量までのＢ添
加量の低減、すなわち、Ｂと結合可能なＮ量を低減する
ため、Ｂよりも窒化物を形成し易いＴiを添加するので
ある。
減するのは非常に困難であり、特殊な処理を行わない限
り、生産材では０.００２〜０.００４％のＮを含有す
る。上記したように、固溶Ｎ、固溶Ｂの両方の影響を無
害化するためには、理想的には、Ｎとの当量に相当する
Ｂ(＝（１４／１１）Ｎ)を添加することが望ましいが、
通常鋼のＮ含有量から考えると多量のＢ添加が必要とな
る。Ｂは多量に添加すると、スラブ段階で割れが発生
し、問題となる。こうした状況から、適正量までのＢ添
加量の低減、すなわち、Ｂと結合可能なＮ量を低減する
ため、Ｂよりも窒化物を形成し易いＴiを添加するので
ある。
【００１９】また、溶接部の強度改善に要するＢ量は少
なくとも０.０００６％が必要であり、固溶Ｂ量の上限
０.０００４％と考え合わせると、Ｎを全量Ｔiで析出固
定はできず、ＴiＮ＋ＢＮの形でＮを析出させることが
必要になる。
なくとも０.０００６％が必要であり、固溶Ｂ量の上限
０.０００４％と考え合わせると、Ｎを全量Ｔiで析出固
定はできず、ＴiＮ＋ＢＮの形でＮを析出させることが
必要になる。
【００２０】以上、Ｔi、Ｂ、Ａlの複合添加について述
べたが、その添加量としては、窒化物の構成比率及び固
溶Ｂ量の規定条件を満足すれば、特に規定はしないが、
化成処理性の観点からＴi≦０.０６％、溶接部強度の改
善に十分な量として０.０００６％≦Ｂ、及びスラブ割
れ防止の観点からＢ≦０.００５０％、脱酸のため及び
介在物量の低減から０.０２０％≦Ａl≦０.１００％と
するのが好ましい。
べたが、その添加量としては、窒化物の構成比率及び固
溶Ｂ量の規定条件を満足すれば、特に規定はしないが、
化成処理性の観点からＴi≦０.０６％、溶接部強度の改
善に十分な量として０.０００６％≦Ｂ、及びスラブ割
れ防止の観点からＢ≦０.００５０％、脱酸のため及び
介在物量の低減から０.０２０％≦Ａl≦０.１００％と
するのが好ましい。
【００２１】なお、その他の不純物元素であるＳi、Ｍ
n、Ｐについては、できるだけ低減することが加工性の
面からは好ましいが、一方で高強度冷延鋼板の場合に
は、それぞれＳi≦０.７０％、Ｍn≦１.０％、Ｐ≦０.
１０％までの添加が可能であり、この範囲内であれば特
に本発明の目的を損なうものではない。
n、Ｐについては、できるだけ低減することが加工性の
面からは好ましいが、一方で高強度冷延鋼板の場合に
は、それぞれＳi≦０.７０％、Ｍn≦１.０％、Ｐ≦０.
１０％までの添加が可能であり、この範囲内であれば特
に本発明の目的を損なうものではない。
【００２２】冷延鋼板の製造方法については、熱延板と
して上述の所定の化学成分及び析出物の構成並びに固溶
Ｂ量を満足してさえいれば、特に規制する必要はない。
鋳造方法及び熱間圧延方法も共に特別な規制を必要とは
せず、またＨＤＲ、ＨＣＲも可能である。上述の規制条
件を満足する熱延板を得て、これを冷間圧延、焼鈍する
ことによって所望の特性を有する冷延鋼板が得られる。
して上述の所定の化学成分及び析出物の構成並びに固溶
Ｂ量を満足してさえいれば、特に規制する必要はない。
鋳造方法及び熱間圧延方法も共に特別な規制を必要とは
せず、またＨＤＲ、ＨＣＲも可能である。上述の規制条
件を満足する熱延板を得て、これを冷間圧延、焼鈍する
ことによって所望の特性を有する冷延鋼板が得られる。
【００２３】なお、好ましい条件としては以下のとおり
である。 スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃ 熱延仕上温度：Ａr3点以上 巻取温度：６５０〜７５０℃ 冷延圧延率：６５〜９０％ 焼鈍温度：再結晶温度以上Ａc3点未満（箱焼鈍、連続焼
鈍共に可能）
である。 スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃ 熱延仕上温度：Ａr3点以上 巻取温度：６５０〜７５０℃ 冷延圧延率：６５〜９０％ 焼鈍温度：再結晶温度以上Ａc3点未満（箱焼鈍、連続焼
鈍共に可能）
【００２４】本発明の冷延鋼板は、冷延鋼板のままとし
ても、また溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板を
はじめとする表面処理鋼板としても、従来の極低炭素鋼
と比較して優れた溶接部強度と同等以上のプレス成形性
を有している。なお、溶接方法としては各種溶接法が可
能であるが、スポット溶接の場合に効果が大きい。
ても、また溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板を
はじめとする表面処理鋼板としても、従来の極低炭素鋼
と比較して優れた溶接部強度と同等以上のプレス成形性
を有している。なお、溶接方法としては各種溶接法が可
能であるが、スポット溶接の場合に効果が大きい。
【００２５】次に本発明の実施例を示す。
【００２６】
【実施例】供試鋼として、Ｃ：０.００２％、Ｎ：０.０
０３５％、Ｓi：０.０１％、Ｍn：０.１２％、Ｐ：０.
０１２％、Ｓ：０.００６％、Ａl：０.０４２％、Ｔi：
０.００８％、Ｎb：０.０２７％をベース成分とし、こ
れにＢを０〜０.００４０％の範囲で添加した種々の鋼
を１１００℃に加熱し、仕上温度９００〜９１５℃で板
厚３.６mmまで圧延した後、６８０℃で巻取った。次い
で酸洗後、０.８mm厚まで冷間圧延し、８３０℃で４０
秒の連続焼鈍を行った後、０.７％の調質圧延を施し
た。得られた冷延焼鈍板の材料試験結果と、熱延鋼板中
の窒化物及び固溶Ｂ量の分析結果をまとめて
０３５％、Ｓi：０.０１％、Ｍn：０.１２％、Ｐ：０.
０１２％、Ｓ：０.００６％、Ａl：０.０４２％、Ｔi：
０.００８％、Ｎb：０.０２７％をベース成分とし、こ
れにＢを０〜０.００４０％の範囲で添加した種々の鋼
を１１００℃に加熱し、仕上温度９００〜９１５℃で板
厚３.６mmまで圧延した後、６８０℃で巻取った。次い
で酸洗後、０.８mm厚まで冷間圧延し、８３０℃で４０
秒の連続焼鈍を行った後、０.７％の調質圧延を施し
た。得られた冷延焼鈍板の材料試験結果と、熱延鋼板中
の窒化物及び固溶Ｂ量の分析結果をまとめて
【表１】 に示す。
【００２７】なお、引張特性値はＪＩＳ５号試験片によ
るＬ方向（圧延方向）の値、ｒ値は短冊状試験片による
圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向での値の
平均値（ｒ0°＋２ｒ45°＋ｒ90°／４）である。ま
た、溶接部の剪断強度（ＴＳＳ）及び十字継手引張強度
（ＣＴＳ）の試験には、各試験片とも以下のスポット溶
接条件でスポット溶接して作製した。 電極：ドーム型電極 溶接時間：１２サイクル 加圧力：１９６０Ｎ 溶接電流：８.０ＫＡ
るＬ方向（圧延方向）の値、ｒ値は短冊状試験片による
圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向での値の
平均値（ｒ0°＋２ｒ45°＋ｒ90°／４）である。ま
た、溶接部の剪断強度（ＴＳＳ）及び十字継手引張強度
（ＣＴＳ）の試験には、各試験片とも以下のスポット溶
接条件でスポット溶接して作製した。 電極：ドーム型電極 溶接時間：１２サイクル 加圧力：１９６０Ｎ 溶接電流：８.０ＫＡ
【００２８】表１より明らかなように、本発明鋼Ｃ、Ｄ
は、伸び、ｒ値とも良好でプレス成形性に優れているば
かりでなく、スポット溶接部の強度も十分高い値を示し
ている。一方、Ｂ添加量の低い比較鋼Ａ、Ｂはスポット
溶接部の強度が低く、特にＡlＮ量の多い鋼Ａは降伏点
が高く、ｒ値が低く、成形性の面でも本発明鋼に比べ劣
っている。Ｂ添加量の多い鋼Ｅ、Ｆは、スポット溶接部
の強度は十分高いものの、熱延板段階で固溶Ｂ量が多
く、そのため、冷延・焼鈍後の深絞り性が著しく劣って
いる。
は、伸び、ｒ値とも良好でプレス成形性に優れているば
かりでなく、スポット溶接部の強度も十分高い値を示し
ている。一方、Ｂ添加量の低い比較鋼Ａ、Ｂはスポット
溶接部の強度が低く、特にＡlＮ量の多い鋼Ａは降伏点
が高く、ｒ値が低く、成形性の面でも本発明鋼に比べ劣
っている。Ｂ添加量の多い鋼Ｅ、Ｆは、スポット溶接部
の強度は十分高いものの、熱延板段階で固溶Ｂ量が多
く、そのため、冷延・焼鈍後の深絞り性が著しく劣って
いる。
【００２９】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
高い溶接部強度と優れたプレス成形性を兼ね備えた極低
炭素冷延鋼板を得ることができる。
高い溶接部強度と優れたプレス成形性を兼ね備えた極低
炭素冷延鋼板を得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−317647（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−310939（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−317649（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−197528（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−76848（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】 熱延鋼板を冷延・焼鈍して得られる冷延
鋼板において、冷延・焼鈍前の熱延鋼板が、重量％で
（以下、同じ）、Ｃ：０.００５％以下、Ｎ：０.００５
％以下、Ｎb：０.０５％以下を含有し、更にＴi、Ｂ及
びＡlを含有し、窒化物としてＴiＮ、ＢＮ及びＡlＮが
析出しており、全Ｎ量に対するＴiＮ及びＢＮとして存
在するＮの比率が、｛（ＮasTiN＋ＮasBN）／Ｔotal
Ｎ｝×１００≧７０％を満足し、かつ、薄鋼板中に固溶
状態で存在するＢの量が０.０００４％以下であること
を特徴とする溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3153980A JPH0670267B2 (ja) | 1991-05-29 | 1991-05-29 | 溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3153980A JPH0670267B2 (ja) | 1991-05-29 | 1991-05-29 | 溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04354849A JPH04354849A (ja) | 1992-12-09 |
| JPH0670267B2 true JPH0670267B2 (ja) | 1994-09-07 |
Family
ID=15574284
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3153980A Expired - Fee Related JPH0670267B2 (ja) | 1991-05-29 | 1991-05-29 | 溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0670267B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2718369B2 (ja) * | 1994-07-22 | 1998-02-25 | 日本鋼管株式会社 | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63317649A (ja) * | 1987-06-19 | 1988-12-26 | Kawasaki Steel Corp | スポット溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-05-29 JP JP3153980A patent/JPH0670267B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04354849A (ja) | 1992-12-09 |
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