JPH0530888B2 - - Google Patents
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- JPH0530888B2 JPH0530888B2 JP24396386A JP24396386A JPH0530888B2 JP H0530888 B2 JPH0530888 B2 JP H0530888B2 JP 24396386 A JP24396386 A JP 24396386A JP 24396386 A JP24396386 A JP 24396386A JP H0530888 B2 JPH0530888 B2 JP H0530888B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は加工性に優れた電縫鋼管用熱延高張力
鋼の製造方法に係り、引張強さ55Kg・ｆ／mm2以
上、降伏比が62％以下の熱延高張力鋼に関し、油
井管の分野で利用される。 〔従来の技術〕 電縫油井管用鋼は溶接性に優れていることは勿
論であるが、更に高強度で造管加工が容易な低降
伏比であることが望ましく、鋼種として
API5AK55鋼がある。 低降伏比を得るため、例えば自在丸らは熱延後
の冷却パターンを後半急冷に変えることにより降
伏比が65％未満の低降伏比材が得られることを示
した（Ｒ＆Ｄ 神戸製鋼 技報 vol33、No.４）。
また、特開昭60−21325号では化学成分を規制す
ることにより、引張強さが60Kg・ｆ／mm2以上で降
伏比75％未満の低降伏比材が得られることを示し
ている。しかしながら従来の方法では板厚が８mm
以下で降伏比が62％未満を平均して得ることはき
わめて困難であつた。 これは板厚が薄くなると仕上圧延での全圧下率
が必然的に高くなり、γ粒が細粒化し、変態後の
フエライト粒も細粒化するためである。結晶粒が
細粒化すると降伏点が上昇する効果は“Hall−
Petchの関係”として一般的に知られている事項
である。この結果、板厚の薄い材料では降伏比が
高くなり、実際上、62％未満を得ることは困難で
あつた。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決
し、板厚８mm以下の材料で引張強さ55Kg・ｆ／mm2
以上、降伏比62％以下を得ることのできる熱延高
張力鋼の製造方法を提供するにある。 〔問題点を解決するための手段および作用〕 本発明の上記の目的は次の２発明によつて達成
される。第１発明の要旨とするところは次の如く
である。すなわち、重量比にて Ｃ：0.60％以下 Si：0.50％以下 Mn：2.0％以下 全Al：0.05％以下 を含有し、かつＣ、Si、Mnの組成比が 97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si）＋14.5（％Mn）≧52.4 なる関係式を満足し、残部がFeおよび不可避的
不純物より成る鋼片を加熱後粗圧延する工程と、
前記粗圧延後タンデム圧延機において温度範囲が
800〜1000℃で、かつ全圧下率が30〜80％で３〜
５のスタンドを使用して仕上圧延を行う工程と、
前記仕上圧延後水冷して550〜650℃の温度範囲で
巻取る工程と、を有して成り引張強さが55Kg・
ｆ／mm2以上、降伏比が62％以下であることを特徴
とする板厚８mm以下の加工性に優れた電縫鋼管用
熱延高張力鋼の製造方法である。 第２発明の要旨とするところは、第１発明と同
一の基本成分のほかに、更にCa：0.0050％以下を
含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より成
る鋼片を第１発明と同一条件で仕上圧延を行う電
縫鋼管用熱延高張力鋼の製造方法である。 本発明は主成分のＣ、Si、Mn、AlおよびCaの
含有量とその組成比を限定し、仕上圧延における
温度、全圧下傘、スタンド数およびコイル巻取温
度を制御することにより加工性に優れた高強度油
井管用熱延鋼を製造する方法である。 次に、本発明の成分限定理由を説明する。 Ｃ： Ｃは含有量が多い程引張強さ向上に有利である
が、0.60％を越すと中心偏析により溶接部の割れ
を生じやすくなるので上限を0.60％に限定した。 Si： Siはγ→α変態促進元素であるため、含有量が
多い程フエライト分率が高くなり延性と加工性が
向上する。しかし、一方で固溶強化元素としてフ
エライト地の降伏点を上昇させるため過度に多量
を添加するのは好ましくない。また、Siが0.50％
を越すと鋼板表面の赤スケールの発生が著しくな
り製品としての価値が損われるのでSiの上限を
0.50％にした。 Mn： Mnも引張強さを確保するため必要な元素であ
り、また熱間圧延時における低融点のFeSの形成
を防止するためにも必要な元素であるが、2.0％
を越えると中心偏析部に低温変態組織を生じ、溶
接時にその部分から割れが発生するのでMn量は
2.0％以下に限定した。 Al： Alは鋼を脱酸して清浄化する目的で添加する
が、添加量が多過ぎると置換型固溶原子として鋼
中に過剰に存在するAlが溶接時に酸素と結びつ
いてペネトレータを作りやすくなる。このように
全Alが製造コスト面でも不利となるため、全Al
の上限を0.05％に限定した。 上記Ｃ、Si、Mn、全Alの各限定量をもつて本
発明の高張力鋼の基本成分とするが、更に下記限
定量のCaを添加する場合にも、本発明の目的を
より有効に達成することができるので必要により
添加する。その限定理由は次の如くである。 Ca： Caは硫化物の形態制御をすることにより靭性
を向上させるので、靭性が要求される場合には必
要な元素であるが、0.0050％を越えるとCaOを作
り鋼の清浄性を劣化するので好ましくなく、Ca
の上限は0.0050％とした。 次に上記の如く限定したＣ、Si、Mnの組成比
とコイル巻取温度を限定した理由を説明する。第
１表に示す12種類の100Kg真空溶解鋼を熱間圧延
し厚さ50mm、幅200mm、長さ200mmの鋼片を作成
し、それを加熱後800〜900℃の温度範囲で厚さ３
〜10mm、幅200mm、長さｌmmに仕上圧延をした後、
500〜650℃までの任意の温度に水冷し、その後コ
イルに巻取後の熱履歴に相当する熱処理を行い、
材質を調査し、その結果650℃における引張強さ
TSと化学成分との間に次の関係があることを見
出した。 TS（Km・ｆ／mm2）＝2.6＋97.6（％Ｃ） ＋11.0（％Si）＋14.5（％Mn） ……(1)
鋼の製造方法に係り、引張強さ55Kg・ｆ／mm2以
上、降伏比が62％以下の熱延高張力鋼に関し、油
井管の分野で利用される。 〔従来の技術〕 電縫油井管用鋼は溶接性に優れていることは勿
論であるが、更に高強度で造管加工が容易な低降
伏比であることが望ましく、鋼種として
API5AK55鋼がある。 低降伏比を得るため、例えば自在丸らは熱延後
の冷却パターンを後半急冷に変えることにより降
伏比が65％未満の低降伏比材が得られることを示
した（Ｒ＆Ｄ 神戸製鋼 技報 vol33、No.４）。
また、特開昭60−21325号では化学成分を規制す
ることにより、引張強さが60Kg・ｆ／mm2以上で降
伏比75％未満の低降伏比材が得られることを示し
ている。しかしながら従来の方法では板厚が８mm
以下で降伏比が62％未満を平均して得ることはき
わめて困難であつた。 これは板厚が薄くなると仕上圧延での全圧下率
が必然的に高くなり、γ粒が細粒化し、変態後の
フエライト粒も細粒化するためである。結晶粒が
細粒化すると降伏点が上昇する効果は“Hall−
Petchの関係”として一般的に知られている事項
である。この結果、板厚の薄い材料では降伏比が
高くなり、実際上、62％未満を得ることは困難で
あつた。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決
し、板厚８mm以下の材料で引張強さ55Kg・ｆ／mm2
以上、降伏比62％以下を得ることのできる熱延高
張力鋼の製造方法を提供するにある。 〔問題点を解決するための手段および作用〕 本発明の上記の目的は次の２発明によつて達成
される。第１発明の要旨とするところは次の如く
である。すなわち、重量比にて Ｃ：0.60％以下 Si：0.50％以下 Mn：2.0％以下 全Al：0.05％以下 を含有し、かつＣ、Si、Mnの組成比が 97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si）＋14.5（％Mn）≧52.4 なる関係式を満足し、残部がFeおよび不可避的
不純物より成る鋼片を加熱後粗圧延する工程と、
前記粗圧延後タンデム圧延機において温度範囲が
800〜1000℃で、かつ全圧下率が30〜80％で３〜
５のスタンドを使用して仕上圧延を行う工程と、
前記仕上圧延後水冷して550〜650℃の温度範囲で
巻取る工程と、を有して成り引張強さが55Kg・
ｆ／mm2以上、降伏比が62％以下であることを特徴
とする板厚８mm以下の加工性に優れた電縫鋼管用
熱延高張力鋼の製造方法である。 第２発明の要旨とするところは、第１発明と同
一の基本成分のほかに、更にCa：0.0050％以下を
含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より成
る鋼片を第１発明と同一条件で仕上圧延を行う電
縫鋼管用熱延高張力鋼の製造方法である。 本発明は主成分のＣ、Si、Mn、AlおよびCaの
含有量とその組成比を限定し、仕上圧延における
温度、全圧下傘、スタンド数およびコイル巻取温
度を制御することにより加工性に優れた高強度油
井管用熱延鋼を製造する方法である。 次に、本発明の成分限定理由を説明する。 Ｃ： Ｃは含有量が多い程引張強さ向上に有利である
が、0.60％を越すと中心偏析により溶接部の割れ
を生じやすくなるので上限を0.60％に限定した。 Si： Siはγ→α変態促進元素であるため、含有量が
多い程フエライト分率が高くなり延性と加工性が
向上する。しかし、一方で固溶強化元素としてフ
エライト地の降伏点を上昇させるため過度に多量
を添加するのは好ましくない。また、Siが0.50％
を越すと鋼板表面の赤スケールの発生が著しくな
り製品としての価値が損われるのでSiの上限を
0.50％にした。 Mn： Mnも引張強さを確保するため必要な元素であ
り、また熱間圧延時における低融点のFeSの形成
を防止するためにも必要な元素であるが、2.0％
を越えると中心偏析部に低温変態組織を生じ、溶
接時にその部分から割れが発生するのでMn量は
2.0％以下に限定した。 Al： Alは鋼を脱酸して清浄化する目的で添加する
が、添加量が多過ぎると置換型固溶原子として鋼
中に過剰に存在するAlが溶接時に酸素と結びつ
いてペネトレータを作りやすくなる。このように
全Alが製造コスト面でも不利となるため、全Al
の上限を0.05％に限定した。 上記Ｃ、Si、Mn、全Alの各限定量をもつて本
発明の高張力鋼の基本成分とするが、更に下記限
定量のCaを添加する場合にも、本発明の目的を
より有効に達成することができるので必要により
添加する。その限定理由は次の如くである。 Ca： Caは硫化物の形態制御をすることにより靭性
を向上させるので、靭性が要求される場合には必
要な元素であるが、0.0050％を越えるとCaOを作
り鋼の清浄性を劣化するので好ましくなく、Ca
の上限は0.0050％とした。 次に上記の如く限定したＣ、Si、Mnの組成比
とコイル巻取温度を限定した理由を説明する。第
１表に示す12種類の100Kg真空溶解鋼を熱間圧延
し厚さ50mm、幅200mm、長さ200mmの鋼片を作成
し、それを加熱後800〜900℃の温度範囲で厚さ３
〜10mm、幅200mm、長さｌmmに仕上圧延をした後、
500〜650℃までの任意の温度に水冷し、その後コ
イルに巻取後の熱履歴に相当する熱処理を行い、
材質を調査し、その結果650℃における引張強さ
TSと化学成分との間に次の関係があることを見
出した。 TS（Km・ｆ／mm2）＝2.6＋97.6（％Ｃ） ＋11.0（％Si）＋14.5（％Mn） ……(1)
【表】
【表】
引張強さは一般にコイル巻取温度が低いほど高
くなるので650℃における引張強さが55Kg・ｆ／
mm2以上となる成分の鋼は、巻取温度が550〜650℃
の範囲内にある場合は必ずTS≧55Kg・ｆ／mm2と
なる。従つて次の(2)式が成立する。 2.6＋97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si） ＋14.5（％Mn）≧55（Kg・ｆ／mm2）……(2) 従つて 97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si） ＋14.5（％Mn）≧52.4 ……(3) すなわち、引張強さを55Kg・ｆ／mm2以上とする
ためには(3)式の条件が必要である。 前記(3)式の成分範囲から引張強さレベルを55
Kg・ｆ／mm2以上とするためには巻取温度は650℃
以下とする必要がある。一方、巻取温度が550℃
未満になるとベイナイト変態が起り、強度が急激
に上昇し、板形状が乱れてしまうことが判明し
た。従つてコイル巻取温度を550〜650℃の範囲に
限定した。 なお、成分組成およびコイル巻取温度のみで
は、降伏比62％以下の熱延鋼が安定して得られな
いので、800〜1000℃における仕上全圧下率およ
び仕上タンデム圧延機の圧下スタンド数について
調査した。すなわち、第２表に示す２種類の成分
の鋼を転炉で溶製し連続鋳造した鋳片を同表の条
件で各種板厚に熱間圧延した後600℃近傍の温度
でコイルに巻取つた。製造した熱延鋼板の材質を
調査し、同じく第２表に示した。 第２表の結果をまとめて第１図に示した。第１
図において降伏比が62％以下のものを白抜きの記
号、62％を越えるものを黒塗りの記号で示し、記
号の右の数字は板厚（mm）を示している。 第１図から板厚８mm以下の材料をコイル巻取温
度を550〜650℃の範囲で巻取つて、降伏比が62％
以下の材質を得るために熱延条件は、仕上の圧下
スタンド数を３スタンド以上、５スタンド以下と
し、かつ800〜1000℃間の仕上全圧下率を80％以
下とする必要のあることがわかる。
くなるので650℃における引張強さが55Kg・ｆ／
mm2以上となる成分の鋼は、巻取温度が550〜650℃
の範囲内にある場合は必ずTS≧55Kg・ｆ／mm2と
なる。従つて次の(2)式が成立する。 2.6＋97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si） ＋14.5（％Mn）≧55（Kg・ｆ／mm2）……(2) 従つて 97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si） ＋14.5（％Mn）≧52.4 ……(3) すなわち、引張強さを55Kg・ｆ／mm2以上とする
ためには(3)式の条件が必要である。 前記(3)式の成分範囲から引張強さレベルを55
Kg・ｆ／mm2以上とするためには巻取温度は650℃
以下とする必要がある。一方、巻取温度が550℃
未満になるとベイナイト変態が起り、強度が急激
に上昇し、板形状が乱れてしまうことが判明し
た。従つてコイル巻取温度を550〜650℃の範囲に
限定した。 なお、成分組成およびコイル巻取温度のみで
は、降伏比62％以下の熱延鋼が安定して得られな
いので、800〜1000℃における仕上全圧下率およ
び仕上タンデム圧延機の圧下スタンド数について
調査した。すなわち、第２表に示す２種類の成分
の鋼を転炉で溶製し連続鋳造した鋳片を同表の条
件で各種板厚に熱間圧延した後600℃近傍の温度
でコイルに巻取つた。製造した熱延鋼板の材質を
調査し、同じく第２表に示した。 第２表の結果をまとめて第１図に示した。第１
図において降伏比が62％以下のものを白抜きの記
号、62％を越えるものを黒塗りの記号で示し、記
号の右の数字は板厚（mm）を示している。 第１図から板厚８mm以下の材料をコイル巻取温
度を550〜650℃の範囲で巻取つて、降伏比が62％
以下の材質を得るために熱延条件は、仕上の圧下
スタンド数を３スタンド以上、５スタンド以下と
し、かつ800〜1000℃間の仕上全圧下率を80％以
下とする必要のあることがわかる。
【表】
一般に普通炭素鋼では800〜1000℃の温度域で
の圧下率により仕上圧延出側のオーステナイト粒
径（γ粒径）が大きく変わり圧下率が高い程細粒
化する。γ→αの変態に際しては、細粒γからは
細粒αが出やすく、このため降伏点は高くなる。
すなわち、仕上の全圧下率を増す程降伏点および
降伏比は高くなる傾向がある。 一方、同一圧下率の場合、パス回数が多い程、
各パス後のγ粒の再結晶回数が多くなるためγ粒
は微細化する傾向を示し、その結果、降伏比も高
くなる傾向がある。結局、全圧下率が低い程、そ
してまたパス回数が少ない程降伏比の低いものが
得られることになる。 第１図の結果から800〜1000℃での全圧下率が
80％以下で、かつ５スタンド以下で圧延すること
により降伏比62％以下の材質が得られた。このた
め800〜1000℃での全圧下率の上限を80％とし、
かつスタンド数の上限を５スタンドに定めた。一
方、３スタンド未満で圧延すると１スタンド当り
の荷重負荷が過大となり、形状不良および操業不
安定がおきるのでスタンド数の下限を３スタンド
に定めた。また、圧下率については上記の理由か
ら低い程降伏比には有利であるが、圧下率が低過
ぎると圧延機の通板に支障をきたすので下限値を
30％とした。 通常、熱間圧延での圧下率が材質に影響をおよ
ぼすのはγ領域の低温側1000〜800℃と考えられ
る。この温度を越えると再結晶およびその後の粒
成長が大きくなり材質はほとんど変化しない。ま
た、800℃未満では圧延荷重が大きくなり操業が
困難となる。このため、材質および実操業上効果
のある800〜1000℃の温度範囲での圧下率を規定
した。 また、各スタンドの圧下率配分は通常、均等で
よく、特に限定しないが、板の形状の観点から最
終スタンドの圧下率を前段よりも軽圧下にするこ
とが望ましい。 〔実施例〕
の圧下率により仕上圧延出側のオーステナイト粒
径（γ粒径）が大きく変わり圧下率が高い程細粒
化する。γ→αの変態に際しては、細粒γからは
細粒αが出やすく、このため降伏点は高くなる。
すなわち、仕上の全圧下率を増す程降伏点および
降伏比は高くなる傾向がある。 一方、同一圧下率の場合、パス回数が多い程、
各パス後のγ粒の再結晶回数が多くなるためγ粒
は微細化する傾向を示し、その結果、降伏比も高
くなる傾向がある。結局、全圧下率が低い程、そ
してまたパス回数が少ない程降伏比の低いものが
得られることになる。 第１図の結果から800〜1000℃での全圧下率が
80％以下で、かつ５スタンド以下で圧延すること
により降伏比62％以下の材質が得られた。このた
め800〜1000℃での全圧下率の上限を80％とし、
かつスタンド数の上限を５スタンドに定めた。一
方、３スタンド未満で圧延すると１スタンド当り
の荷重負荷が過大となり、形状不良および操業不
安定がおきるのでスタンド数の下限を３スタンド
に定めた。また、圧下率については上記の理由か
ら低い程降伏比には有利であるが、圧下率が低過
ぎると圧延機の通板に支障をきたすので下限値を
30％とした。 通常、熱間圧延での圧下率が材質に影響をおよ
ぼすのはγ領域の低温側1000〜800℃と考えられ
る。この温度を越えると再結晶およびその後の粒
成長が大きくなり材質はほとんど変化しない。ま
た、800℃未満では圧延荷重が大きくなり操業が
困難となる。このため、材質および実操業上効果
のある800〜1000℃の温度範囲での圧下率を規定
した。 また、各スタンドの圧下率配分は通常、均等で
よく、特に限定しないが、板の形状の観点から最
終スタンドの圧下率を前段よりも軽圧下にするこ
とが望ましい。 〔実施例〕
【表】
本発明は、上記実施例からも明らかな如く、成
分を限定し、仕上圧延における温度、全圧下率、
スタンド数およびコイル巻取温度を制御すること
により、引張強さが55Kg・ｆ／mm2以上、降伏比が
62％以下の加工性に優れた電縫鋼管用熱延高張力
鋼を製造することができた。
分を限定し、仕上圧延における温度、全圧下率、
スタンド数およびコイル巻取温度を制御すること
により、引張強さが55Kg・ｆ／mm2以上、降伏比が
62％以下の加工性に優れた電縫鋼管用熱延高張力
鋼を製造することができた。
第１図は800〜1000℃間の仕上全圧下率および
仕上の圧下スタンド数が降伏比におよぼす影響を
示す関係図、第２図は鋼板の急峻度を説明する模
式図である。
仕上の圧下スタンド数が降伏比におよぼす影響を
示す関係図、第２図は鋼板の急峻度を説明する模
式図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にて Ｃ：0.60％以下 Si：0.50％以下 Mn：2.0％以下 全Al：0.05％以下 を含有し、かつＣ、Si、Mnの組成比が 97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si）＋14.5（％Mn）≧52.4 なる関係式を満足し、残部がFeおよび不可避的
不純物より成る鋼片を加熱後粗圧延する工程と、
前記粗圧延後タンデム圧延機において温度範囲が
800〜1000℃で、かつ全圧下率が30〜80％で３〜
５のスタンドを使用して仕上圧延を行う工程と、
前記仕上圧延後水冷して550〜650℃の温度範囲で
巻取る工程と、を有して成り引張強さが55Kg・
ｆ／mm2以上、降伏比が62％以下であることを特徴
とする板厚８mm以下の加工性に優れた電縫鋼管用
熱延高張力鋼の製造方法。 ２ 重量比にて Ｃ：0.60％以下 Si：0.50％以下 Mn：2.0％以下 全Al：0.05％以下 を含有し、更に Ca：0.0050％以下 を含有し、かつＣ、Si、Mnの組成比が 97.6（％Ｃ）＋11.0（％Si） ＋14.5（％Mn）≧52.4 なる関係式を満足し、残部がFeおよび不可避的
不純物より成る鋼片を加熱後粗圧延する工程と、
前記粗圧延後タンデム圧延機において温度範囲が
800〜1000℃で、かつ全圧下率が30〜80％で３〜
５のスタンドを使用して仕上圧延を行う工程と、
前記仕上圧延後水冷して550〜650℃の温度範囲で
巻取る工程と、を有して成り引張強さが55Kg・
ｆ／mm2以上、降伏比が62％以下であることを特徴
とする板厚８mm以下の加工性に優れた電縫鋼管用
熱延高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24396386A JPS63100126A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 加工性に優れた電縫鋼管用熱延高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24396386A JPS63100126A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 加工性に優れた電縫鋼管用熱延高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63100126A JPS63100126A (ja) | 1988-05-02 |
| JPH0530888B2 true JPH0530888B2 (ja) | 1993-05-11 |
Family
ID=17111647
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24396386A Granted JPS63100126A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 加工性に優れた電縫鋼管用熱延高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63100126A (ja) |
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| JP2563547Y2 (ja) * | 1991-09-25 | 1998-02-25 | 凸版印刷株式会社 | コンパクトディスク用保護ジャケット及びそれを綴じた書籍 |
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| JP5540646B2 (ja) * | 2009-10-20 | 2014-07-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
| RU2605396C2 (ru) | 2012-04-09 | 2016-12-20 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Высокопрочные стальные трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, сваренные электрической контакной сваркой, стальная полоса для труб, сваренных электрической контакной сваркой, и способы их изготовления |
| JP6123734B2 (ja) * | 2014-05-29 | 2017-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼管杭向け低降伏比高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
-
1986
- 1986-10-14 JP JP24396386A patent/JPS63100126A/ja active Granted
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| Publication number | Publication date |
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| JPS63100126A (ja) | 1988-05-02 |
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