JPH01242748A - 耐熱性非晶質合金 - Google Patents
耐熱性非晶質合金Info
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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】
「産業上の利用分野」
本発明は各種の磁気ヘッド等に用いられる金属−金属系
非晶質合金に係り、特に、熱的安定性に優れ、軟磁気特
性に浸れたものに関する。
非晶質合金に係り、特に、熱的安定性に優れ、軟磁気特
性に浸れたものに関する。
「従来の技術−1
金属−金属系の非晶質合金は、非金属を有する従来の金
属−半金属系の非晶質合金に比較して、結晶化温度が高
く、また、耐食性にら優れ、更に、特定の成分のものは
、磁歪ら小さく、軟磁気特性にも優れたものであるため
、ガラスボンディング等の熱履歴を経る磁気ヘッド用の
材料として用いられている。
属−半金属系の非晶質合金に比較して、結晶化温度が高
く、また、耐食性にら優れ、更に、特定の成分のものは
、磁歪ら小さく、軟磁気特性にも優れたものであるため
、ガラスボンディング等の熱履歴を経る磁気ヘッド用の
材料として用いられている。
ここで一般に、磁気ヘッド用の非晶質合金に要求される
条件は以下に記載する条件である。
条件は以下に記載する条件である。
■磁歪(λS)が0であること。あるいはえS=0であ
ること。。
ること。。
■飽和磁束密度(B s)が大きいこと。
■結晶化温度(T x)が高いこと。
■耐熱性が高いこと。
■キュリー温度(Tc)<結晶化温度(TX)の関係を
満たすこと。
満たすこと。
これらの各条件において、まず、■の条件について検討
すると、磁歪の大きさは極めて重要な条件であって、例
えば、薄膜磁気ヘッドを製逍するためにフェライト基板
などに非晶質合金薄、番を、成殺した場合、磁歪の大き
さにより生じる応力によって非晶質合金薄膜に磁気異方
性が誘起される。ま几、ガラスボンディング等の熱応力
によっても磁気異方性か誘起されて耐熱性の劣化の領置
となるために、λS=OあるいはえS=Oの組成を得る
ことが重要である。なお、高性能の磁気ヘッドを得るに
めには、磁歪の絶対値を5xlo−7程度以下までの低
磁歪に抑える必要かある。
すると、磁歪の大きさは極めて重要な条件であって、例
えば、薄膜磁気ヘッドを製逍するためにフェライト基板
などに非晶質合金薄、番を、成殺した場合、磁歪の大き
さにより生じる応力によって非晶質合金薄膜に磁気異方
性が誘起される。ま几、ガラスボンディング等の熱応力
によっても磁気異方性か誘起されて耐熱性の劣化の領置
となるために、λS=OあるいはえS=Oの組成を得る
ことが重要である。なお、高性能の磁気ヘッドを得るに
めには、磁歪の絶対値を5xlo−7程度以下までの低
磁歪に抑える必要かある。
よf:、前記の6条件において、■の条件と■〜、わの
条件は全く相反する条件である。即ち、飽和磁束密度は
大きいことが望まれるか、飽和磁束密度を増大すると結
晶化温度が低下し、耐熱性が低下4゛る。しかも、飽和
磁束密度が増大すると、結晶化温度(T x)とキュリ
ー温度(T c)が逆転してTc < ’I’ Xの関
係が保てなくなるために、磁気異方性を解消する目的で
行うキュリー温間以上の熱処理か実施困難になる問題が
ある。更に、磁気ヘッドの噴産性という而から検討する
と、Tc<TXの関係が成り立たなくなった場合に熱処
理を行うとすれば、磁界中で焼鈍を行うことが必要にな
るために、磁場発生装置等の大規模な設備が必要になる
とともに処理fnが限られて生産性が低下してしまう問
題がある。
条件は全く相反する条件である。即ち、飽和磁束密度は
大きいことが望まれるか、飽和磁束密度を増大すると結
晶化温度が低下し、耐熱性が低下4゛る。しかも、飽和
磁束密度が増大すると、結晶化温度(T x)とキュリ
ー温度(T c)が逆転してTc < ’I’ Xの関
係が保てなくなるために、磁気異方性を解消する目的で
行うキュリー温間以上の熱処理か実施困難になる問題が
ある。更に、磁気ヘッドの噴産性という而から検討する
と、Tc<TXの関係が成り立たなくなった場合に熱処
理を行うとすれば、磁界中で焼鈍を行うことが必要にな
るために、磁場発生装置等の大規模な設備が必要になる
とともに処理fnが限られて生産性が低下してしまう問
題がある。
従って非晶質合金において前記のようにTc<TXの関
係が成立するならば、無磁場焼鈍が実現でき、ガラスボ
ンディングと同時に焼鈍ら行うことができる。
係が成立するならば、無磁場焼鈍が実現でき、ガラスボ
ンディングと同時に焼鈍ら行うことができる。
そこで従来、これらの条件を満たしうる合金として、C
o−N b−Z r系の非晶質合金が知られており、こ
の系の合金において安定して熱処理を行える温度は48
0〜500℃程度であることが知ろれている。
o−N b−Z r系の非晶質合金が知られており、こ
の系の合金において安定して熱処理を行える温度は48
0〜500℃程度であることが知ろれている。
[発明が解決しようとする課題」
ところで、ガラスボンディングを行って磁気ヘッドを製
造する場合、処理温度を高く設定した方が磁気ヘッドの
信頼性を向上できることが知られいるが、前述のCo−
N b−Z r系の非晶質合金の場合のような480〜
500℃程度の処理温度で行うガラスボンディングは、
現在のところ、はなはた信頼性に欠け、腐食などの問題
を生じ易いものであり、このようなガラスボンディング
で得られる磁気ヘッドの信頼性もまた不十分なものであ
った。
造する場合、処理温度を高く設定した方が磁気ヘッドの
信頼性を向上できることが知られいるが、前述のCo−
N b−Z r系の非晶質合金の場合のような480〜
500℃程度の処理温度で行うガラスボンディングは、
現在のところ、はなはた信頼性に欠け、腐食などの問題
を生じ易いものであり、このようなガラスボンディング
で得られる磁気ヘッドの信頼性もまた不十分なものであ
った。
なお、最近に至り、非晶質合金を用いる磁気ヘット用な
どのガラスボンディング材として、低融点カラスが開発
され、比較的低温度での接着が可能にjよなってきてい
るが、この低融点ガラスを用い1こガラスホンディング
は未だ信頼性に欠ける問題がある。
どのガラスボンディング材として、低融点カラスが開発
され、比較的低温度での接着が可能にjよなってきてい
るが、この低融点ガラスを用い1こガラスホンディング
は未だ信頼性に欠ける問題がある。
本発明は、前記課題を解決するためになされた乙ので、
熱的安定性に優れ、良好な軟磁気特性を灯し、fT1産
性に富み、500℃を超える熱処理が可能な耐熱性非晶
質合金を提供することを目的とする。
熱的安定性に優れ、良好な軟磁気特性を灯し、fT1産
性に富み、500℃を超える熱処理が可能な耐熱性非晶
質合金を提供することを目的とする。
ニー課題を解決するための手段」
本発明の非晶質合金は、COとTaとHfからなろ欽B
性非晶質3元合金であって、 COX T ay )f rzで示される組成を有し、
組成比x 、y 、zを原子%で 81%〈X〈85% 8%< y < l 3% 5%<Z< I 0% 1 < y / z < 2 、5 (ただしX+y+Z=+00%) とすることを課題解決の手段としたものである。
性非晶質3元合金であって、 COX T ay )f rzで示される組成を有し、
組成比x 、y 、zを原子%で 81%〈X〈85% 8%< y < l 3% 5%<Z< I 0% 1 < y / z < 2 、5 (ただしX+y+Z=+00%) とすることを課題解決の手段としたものである。
これらの元素の内、Taは非晶質化元素であり、G o
−T a系合金の負磁歪をHrで解消し、磁歪零を実現
することができる。
−T a系合金の負磁歪をHrで解消し、磁歪零を実現
することができる。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
入力電力200Wの高周波スパッタリング装置に、4イ
ンチ径のG o−T a−Hr系合金ターゲットをセッ
トするとともに、5 X I 0−3TorrのArガ
ス圧下でスパッタリングを行うことによって、基板上に
厚さ5μm程度o:)G o−T a−Ii f系非晶
質合金薄膜を形成する。このような工程により形成され
る薄膜の組成を種々変更したちのを試料として用意し、
これらの試料を用いて後述する種々の試験を行った。
ンチ径のG o−T a−Hr系合金ターゲットをセッ
トするとともに、5 X I 0−3TorrのArガ
ス圧下でスパッタリングを行うことによって、基板上に
厚さ5μm程度o:)G o−T a−Ii f系非晶
質合金薄膜を形成する。このような工程により形成され
る薄膜の組成を種々変更したちのを試料として用意し、
これらの試料を用いて後述する種々の試験を行った。
第1図はCo−T ai−1r系の非晶質合金におi)
る零磁歪、低磁歪領域を示すもので、斜線で示した領域
は良好な磁気特性を示す範囲である。この頌域は、Co
含Fi’fft81〜85%、Ta含有量8〜13%、
I−1f含有量5〜10%の領域である。
る零磁歪、低磁歪領域を示すもので、斜線で示した領域
は良好な磁気特性を示す範囲である。この頌域は、Co
含Fi’fft81〜85%、Ta含有量8〜13%、
I−1f含有量5〜10%の領域である。
Co含有量は飽和磁束密度で限定され、飽和磁束;q度
で6000G以上を得ろためには。Co含有量を81%
以上にする必要があり、また、キュリー温度(Tc)<
結晶化温度(Tx)の関係を満たずには、Co含有量を
85%以下にする必要がある。
で6000G以上を得ろためには。Co含有量を81%
以上にする必要があり、また、キュリー温度(Tc)<
結晶化温度(Tx)の関係を満たずには、Co含有量を
85%以下にする必要がある。
また、磁歪界はT a/ tr rで示される比率で依
存性があるとともに、磁歪界はCo含有量の依存性もあ
り、低Co含有量になるとT a/ I(fの値が2か
ら1へ変化する傾向がある。更に、第1図に1点鎖線で
示したのがλS=Oの組成であり、斜線で示す領域か磁
歪(λS)の絶対値で5xlo−7以下の領域である。
存性があるとともに、磁歪界はCo含有量の依存性もあ
り、低Co含有量になるとT a/ I(fの値が2か
ら1へ変化する傾向がある。更に、第1図に1点鎖線で
示したのがλS=Oの組成であり、斜線で示す領域か磁
歪(λS)の絶対値で5xlo−7以下の領域である。
第2図は、Co−T a−11f系の合金1こおける飽
和磁束密度(B s)とキュリー温度(T c)と結晶
化温度CTX)の組成依存性を示した。
和磁束密度(B s)とキュリー温度(T c)と結晶
化温度CTX)の組成依存性を示した。
第2図から明らかなように、CO濃度が81%以上でB
sか6000G以上となるとともに、G。
sか6000G以上となるとともに、G。
含有量が85%でBsが9000Gとなり、しかもこの
濃度でTc=Txとなる。
濃度でTc=Txとなる。
従ってTc<Txの関係は、Coの濃度85%以下(B
s=9000G以下)で実現することが可能であり、そ
の場合無磁場焼鈍が可能となることが明らかである。即
ちCofi度に関し、81〜85%の範囲が好ましいこ
とが判明した。
s=9000G以下)で実現することが可能であり、そ
の場合無磁場焼鈍が可能となることが明らかである。即
ちCofi度に関し、81〜85%の範囲が好ましいこ
とが判明した。
第3図は、Co−T a−Hf系合金のB−Tカーブの
組成依存性を示す。第3図において、■で示す曲線は、
C084T a+o、3Hr5.7で示される本発明の
組成を有する非晶質合金薄膜(Bsユ8000G)の磁
化の温度変化を示すとともに、■で示す曲線は、C08
?T asH「4で示される本発明外の組成を有する非
晶質合金薄膜(Bs=IIO00G)の磁化の温度変化
を示す。
組成依存性を示す。第3図において、■で示す曲線は、
C084T a+o、3Hr5.7で示される本発明の
組成を有する非晶質合金薄膜(Bsユ8000G)の磁
化の温度変化を示すとともに、■で示す曲線は、C08
?T asH「4で示される本発明外の組成を有する非
晶質合金薄膜(Bs=IIO00G)の磁化の温度変化
を示す。
■の曲線で示される非晶質合金薄膜の場合Tc。
<T<Tx、の温度で焼鈍を行えば、磁気穴方性の誘起
を防止しつつ高い透磁率を得ることができる。
を防止しつつ高い透磁率を得ることができる。
また、■の曲線で示される非晶質合金薄膜の場合、Tx
、<Tc、となり、Txt以下のある温度で焼鈍を行っ
ても、Tax以上であるため、磁気異方性が残り、透磁
率は低い状態のままである。なお、一般に、TX<TC
の場合は、磁界中焼鈍を行うことにより高い透磁率を得
ることが可能であることが知られており、例えば、回転
磁界中焼鈍により磁気異方性を防止することができるが
、高価で大規模な磁場発生装置が必要で処理数も限られ
るために生産性が低下する。
、<Tc、となり、Txt以下のある温度で焼鈍を行っ
ても、Tax以上であるため、磁気異方性が残り、透磁
率は低い状態のままである。なお、一般に、TX<TC
の場合は、磁界中焼鈍を行うことにより高い透磁率を得
ることが可能であることが知られており、例えば、回転
磁界中焼鈍により磁気異方性を防止することができるが
、高価で大規模な磁場発生装置が必要で処理数も限られ
るために生産性が低下する。
第4図は、本発明組成(CO[14T a+o、J4
fs、t)のG o−T a−Hf系の非晶質合金と従
来のCo−N b−Z r系の非晶質合金(CQ&?、
5N b、3Z r<、5>の同一飽和磁束密度(80
00G)における耐熱性の比較結果を示す。
fs、t)のG o−T a−Hf系の非晶質合金と従
来のCo−N b−Z r系の非晶質合金(CQ&?、
5N b、3Z r<、5>の同一飽和磁束密度(80
00G)における耐熱性の比較結果を示す。
従来例のCo−N b−Z r系の非晶質合金は、透磁
率(μ)と保磁力(Hc)の劣化の様子から、耐熱温度
が500℃付近であるのに対し、本発明組成のCo−T
a−1(f系の非晶質合金では5・10T程度の高い
耐熱性を示すことが判明した。
率(μ)と保磁力(Hc)の劣化の様子から、耐熱温度
が500℃付近であるのに対し、本発明組成のCo−T
a−1(f系の非晶質合金では5・10T程度の高い
耐熱性を示すことが判明した。
第5図は、Co−T a−Hr系の非晶質合金の透磁率
と耐熱性の比較結果を示す。第5図において■で示す曲
線は、COa+Tazl−1f’8で示す組成の非晶質
合金(Bs二6000G)の特性であって、■で示す曲
線は、C0114T a+o、3I−(「s、7で示ず
組成の非晶質合金(Bs= 8000 G)の特性であ
り、■で示す曲線はCos5T a+oHfsで示す組
成の非晶質合金(Bs=9000 G)の特性であり、
■で示す曲線はCoa。T asHf’tで示す非晶質
合金(Bs=l1000G)の特性を示す。
と耐熱性の比較結果を示す。第5図において■で示す曲
線は、COa+Tazl−1f’8で示す組成の非晶質
合金(Bs二6000G)の特性であって、■で示す曲
線は、C0114T a+o、3I−(「s、7で示ず
組成の非晶質合金(Bs= 8000 G)の特性であ
り、■で示す曲線はCos5T a+oHfsで示す組
成の非晶質合金(Bs=9000 G)の特性であり、
■で示す曲線はCoa。T asHf’tで示す非晶質
合金(Bs=l1000G)の特性を示す。
第5図に示す■、■、■の曲線はいずれら本発明の組成
を有する非晶質合金の特性を示すものであり、焼鈍によ
って透m率を向上できることが明らかである。これに対
し、■の曲線で示す本発明外の組成の非晶質合金は透磁
率の向上効果が望めtい。
を有する非晶質合金の特性を示すものであり、焼鈍によ
って透m率を向上できることが明らかである。これに対
し、■の曲線で示す本発明外の組成の非晶質合金は透磁
率の向上効果が望めtい。
第6図はG o−T a−Hf系の非晶質合金の保磁力
と耐熱性の比較結果を示す。第6図に示す■〜■の各試
料は第5図に示す試料と同等の組成を打オる非晶質合金
である。
と耐熱性の比較結果を示す。第6図に示す■〜■の各試
料は第5図に示す試料と同等の組成を打オる非晶質合金
である。
第6図に示す結果から明らかなように、本発明の組成の
非晶質合金■、■、■はいずれら520°C程度まての
耐熱性を示し、従来の非晶質合金に比較して耐熱性に優
れていることが明らかである。
非晶質合金■、■、■はいずれら520°C程度まての
耐熱性を示し、従来の非晶質合金に比較して耐熱性に優
れていることが明らかである。
このため本発明組成の非晶質合金で磁気ヘッドを製造す
る場合、500℃を越える温度でガラスボンディングを
行うことができ、ガラスボンディングの信頼性が向上す
るととらに、耐食性が向上することが明らかである。な
お、ガラスボンディングの温度を向上できるので、ガラ
スボンディングに用いるガラスの選択幅が広がる効果が
ある。
る場合、500℃を越える温度でガラスボンディングを
行うことができ、ガラスボンディングの信頼性が向上す
るととらに、耐食性が向上することが明らかである。な
お、ガラスボンディングの温度を向上できるので、ガラ
スボンディングに用いるガラスの選択幅が広がる効果が
ある。
「発明の効果」
以上説明したように本発明の非晶質合金は、従来のこの
種の合金に比較して耐熱性が向上したので、高耐熱性の
磁気ヘッド用の非晶質合金薄膜を得ろことが可能になり
、従来より高い温度でガラスボンディングが可能になる
効果がある。従って本発明の非晶質合金を用いて磁気ヘ
ッドを形成するとガラスボンディングが従来より高い温
度で可能になり、磁気ヘッドの信頼性を向上させること
かできる。また、無磁場中における焼鈍で磁気特性を向
上できるので、ガラスボンディングの工程と熱処理工程
を兼ねることができ、磁気ヘッドの製造工程の簡略化を
なしえ、量産性を高めることかできる効果がある。
種の合金に比較して耐熱性が向上したので、高耐熱性の
磁気ヘッド用の非晶質合金薄膜を得ろことが可能になり
、従来より高い温度でガラスボンディングが可能になる
効果がある。従って本発明の非晶質合金を用いて磁気ヘ
ッドを形成するとガラスボンディングが従来より高い温
度で可能になり、磁気ヘッドの信頼性を向上させること
かできる。また、無磁場中における焼鈍で磁気特性を向
上できるので、ガラスボンディングの工程と熱処理工程
を兼ねることができ、磁気ヘッドの製造工程の簡略化を
なしえ、量産性を高めることかできる効果がある。
第1図はGoとTaと1−1 fの組成比と良好な@気
持性の関係を総合的に示す略3角組成図、第2図ないし
第6図は、本発明の非晶質合金の試験結果を示すもので
、第2図は飽和磁束密度および結晶化温度およびキュリ
ー温度に対するCOa度の関係を示す線図、第3図は飽
和磁束密度と温度の関係を示す線図、第4図は透磁率と
保磁力に対する焼鈍温度の関係を示す線図、第5図は透
磁率に対する焼鈍温度の関係を示す線図、第6図は保磁
力に対する焼鈍温度の関係を示す線図である。
持性の関係を総合的に示す略3角組成図、第2図ないし
第6図は、本発明の非晶質合金の試験結果を示すもので
、第2図は飽和磁束密度および結晶化温度およびキュリ
ー温度に対するCOa度の関係を示す線図、第3図は飽
和磁束密度と温度の関係を示す線図、第4図は透磁率と
保磁力に対する焼鈍温度の関係を示す線図、第5図は透
磁率に対する焼鈍温度の関係を示す線図、第6図は保磁
力に対する焼鈍温度の関係を示す線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Co_xTa_yHf_zで示される組成を有し、組成
比x,y,zを原子%で 81%<x<85% 8%<y<13% 5%<z<10% 1<y/z<2.5 (ただしx+y+z=100%) の範囲としてなることを特徴とする耐熱性非晶質合金。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63068844A JP2548769B2 (ja) | 1988-03-23 | 1988-03-23 | 耐熱性非晶質合金 |
KR1019890001238A KR920004682B1 (ko) | 1988-03-23 | 1989-02-02 | 내열성 비정질합금 |
US07/307,859 US4936929A (en) | 1988-03-23 | 1989-02-07 | Refractory amorphous Co-Ta-Hf alloy |
GB8906211A GB2216544B (en) | 1988-03-23 | 1989-03-17 | Refractory amorphous alloys |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63068844A JP2548769B2 (ja) | 1988-03-23 | 1988-03-23 | 耐熱性非晶質合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01242748A true JPH01242748A (ja) | 1989-09-27 |
JP2548769B2 JP2548769B2 (ja) | 1996-10-30 |
Family
ID=13385402
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63068844A Expired - Lifetime JP2548769B2 (ja) | 1988-03-23 | 1988-03-23 | 耐熱性非晶質合金 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4936929A (ja) |
JP (1) | JP2548769B2 (ja) |
KR (1) | KR920004682B1 (ja) |
GB (1) | GB2216544B (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0665662A (ja) * | 1992-08-25 | 1994-03-08 | Alps Electric Co Ltd | 軟磁性合金 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5943837A (ja) * | 1982-09-06 | 1984-03-12 | Hitachi Ltd | 高飽和磁束密度非晶質合金 |
JPS6320429A (ja) * | 1986-07-15 | 1988-01-28 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 熱安定性高磁束密度非晶質合金 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2832731A1 (de) * | 1978-07-26 | 1980-02-07 | Vacuumschmelze Gmbh | Magnetkern aus einer weichmagnetischen amorphen legierung |
US4578728A (en) * | 1981-12-09 | 1986-03-25 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Magnetic head |
JPS6021504A (ja) * | 1983-07-16 | 1985-02-02 | Alps Electric Co Ltd | 軟磁性材料 |
JPS6021508A (ja) * | 1983-07-16 | 1985-02-02 | Alps Electric Co Ltd | 磁気記録媒体 |
JPS61142520A (ja) * | 1985-12-13 | 1986-06-30 | Hitachi Metals Ltd | 薄膜磁気ヘツド |
-
1988
- 1988-03-23 JP JP63068844A patent/JP2548769B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-02-02 KR KR1019890001238A patent/KR920004682B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1989-02-07 US US07/307,859 patent/US4936929A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-03-17 GB GB8906211A patent/GB2216544B/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5943837A (ja) * | 1982-09-06 | 1984-03-12 | Hitachi Ltd | 高飽和磁束密度非晶質合金 |
JPS6320429A (ja) * | 1986-07-15 | 1988-01-28 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 熱安定性高磁束密度非晶質合金 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0665662A (ja) * | 1992-08-25 | 1994-03-08 | Alps Electric Co Ltd | 軟磁性合金 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
GB2216544A (en) | 1989-10-11 |
GB8906211D0 (en) | 1989-05-04 |
JP2548769B2 (ja) | 1996-10-30 |
KR890014768A (ko) | 1989-10-25 |
KR920004682B1 (ko) | 1992-06-13 |
GB2216544B (en) | 1991-04-17 |
US4936929A (en) | 1990-06-26 |
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