JPS63137135A - 熱処理合金 - Google Patents
熱処理合金Info
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- JPS63137135A JPS63137135A JP62291671A JP29167187A JPS63137135A JP S63137135 A JPS63137135 A JP S63137135A JP 62291671 A JP62291671 A JP 62291671A JP 29167187 A JP29167187 A JP 29167187A JP S63137135 A JPS63137135 A JP S63137135A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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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、室温における0、2%降伏強さが少なくとも
約517MP a、さらに好ましくは約689MPaで
ある、本質的にσ(シグマ))目のない組織の、冷間加
工されていない合金に関する。
約517MP a、さらに好ましくは約689MPaで
ある、本質的にσ(シグマ))目のない組織の、冷間加
工されていない合金に関する。
従来の技術
米国特許第4.358,511号の範囲に含まれる合金
であって、市販されている合金は、一般的に溶体化され
冷間加工された後、約732〜733℃の温度で、1時
間から約24時間時効処理し、つぎに約621〜622
℃まで炉冷し、その温度において約8時間保持し、続い
て空冷するという熱処理がされている。我々の知るとこ
ろによれば、この方法によれば、大きな応力が働くよう
な、サワーガス油田の環境においても、応力腐蝕割れが
なく使用できるような、組成、その他が改良された合金
を得ることが出来る。溶体化処理、冷間加工および時効
された合金は、一般に、少なくも689MPaの室温に
おける0、 2%降伏強さくoffset yiel
d strength)を示す。
であって、市販されている合金は、一般的に溶体化され
冷間加工された後、約732〜733℃の温度で、1時
間から約24時間時効処理し、つぎに約621〜622
℃まで炉冷し、その温度において約8時間保持し、続い
て空冷するという熱処理がされている。我々の知るとこ
ろによれば、この方法によれば、大きな応力が働くよう
な、サワーガス油田の環境においても、応力腐蝕割れが
なく使用できるような、組成、その他が改良された合金
を得ることが出来る。溶体化処理、冷間加工および時効
された合金は、一般に、少なくも689MPaの室温に
おける0、 2%降伏強さくoffset yiel
d strength)を示す。
もし溶体化処理の後に、合金が冷間加工されないならば
、様相は異なった状況を呈する。温度を204℃に保ち
ながら、酢酸によってわずかに酸性化された硫化水素を
含む水性塩化物媒体中において、一定の割合いでゆっく
り引張る引張試験は、室温における0、2%降伏強さが
590MPaよりも大きく、例えば689MPaより太
き(なるように、732℃で時効された市販の合金であ
る冷間加工していない試験体が、応力腐蝕割れに敏感で
あることを示している。この実験室的な観察結果は、上
述した様な加熱処理がされ、冷間加工されていない市販
の合金で作られたバルブ本体の応力腐蝕割れの、実際的
な実験により再現することができる。
、様相は異なった状況を呈する。温度を204℃に保ち
ながら、酢酸によってわずかに酸性化された硫化水素を
含む水性塩化物媒体中において、一定の割合いでゆっく
り引張る引張試験は、室温における0、2%降伏強さが
590MPaよりも大きく、例えば689MPaより太
き(なるように、732℃で時効された市販の合金であ
る冷間加工していない試験体が、応力腐蝕割れに敏感で
あることを示している。この実験室的な観察結果は、上
述した様な加熱処理がされ、冷間加工されていない市販
の合金で作られたバルブ本体の応力腐蝕割れの、実際的
な実験により再現することができる。
ここで課題となるのは、広い範囲の合金材、例えばバル
ブ本体、チューブハンガー、ドリル継ぎ輪、その他の油
田で用いられる様々な物であって、これらには溶体化処
理の後の冷間加工はなされておらず、また室温における
0、 2%降伏強さが少なくとも517MPaと成る
よう時効され、さらに応力腐蝕割れに耐え得るもの、を
供給することである。この問題を解決するために用いら
れる、いかなる方法によっても、市販されている合金の
工学的に重要な他の機械的特性、例えば極限引張強さ、
延性、耐衝撃性その他が、悪影響を受けるべきではない
ことは言うまでもない。具体的には、σ(シグマ)相の
ような有害な相のない合金部材であるべきである。
ブ本体、チューブハンガー、ドリル継ぎ輪、その他の油
田で用いられる様々な物であって、これらには溶体化処
理の後の冷間加工はなされておらず、また室温における
0、 2%降伏強さが少なくとも517MPaと成る
よう時効され、さらに応力腐蝕割れに耐え得るもの、を
供給することである。この問題を解決するために用いら
れる、いかなる方法によっても、市販されている合金の
工学的に重要な他の機械的特性、例えば極限引張強さ、
延性、耐衝撃性その他が、悪影響を受けるべきではない
ことは言うまでもない。具体的には、σ(シグマ)相の
ような有害な相のない合金部材であるべきである。
発明の概要
本発明は溶体化焼きなましと時効を、途中で冷1u1加
工せずに、行った結果の合金の組織を意図したものであ
る。この合金の組織は、重量%で、ニッケル約38〜4
6%、クロム約19〜24%、モリブデン約2〜4%、
銅約1〜3.5%、チタン約1〜2.3%、アルミニウ
ム約0.1〜0.69g、前記チタンとアルミニウムの
総量が1.5〜2.8%、モリブデン約3.5%まで、
炭集約0.15%、窒集約0.1%、本質的に鉄からな
る残部、を含有、包含、g替えるならばこれ等の成分か
ら本質上なる合金から作られるものである。また、この
合金はコバルト約596まで、ケイ集約0.5%まで、
マグネシウム約1%までを含むこともできる。硫黄、リ
ン、ヒ素、鉛、アンチモン等のような有害な元素は実際
上最少限の値とされているべきである。合金は鋳造によ
り、さらに必要ならば熱間または冷間加工によって、目
的の合金が必要とする形状にし、その後、955℃を超
え1100℃まで、例えば960〜1100℃、の範囲
での溶体化処理され、その後少なくとも8時間、例えば
約8〜30時間の間、約700℃を超え約732℃未満
、例えば約700℃を超え約720℃未満の温度で、室
温における0、 2%降伏強さが少なくとも517M
Pa、好ましくは約689 M P aとなるのに十分
な時間、時効処理されることによりこの合金組織は得ら
れる。有利的には、この700〜720℃の時効のあと
に約620〜625℃に炉冷して、その温度を約4〜1
2時間保持し、その後空冷する。
工せずに、行った結果の合金の組織を意図したものであ
る。この合金の組織は、重量%で、ニッケル約38〜4
6%、クロム約19〜24%、モリブデン約2〜4%、
銅約1〜3.5%、チタン約1〜2.3%、アルミニウ
ム約0.1〜0.69g、前記チタンとアルミニウムの
総量が1.5〜2.8%、モリブデン約3.5%まで、
炭集約0.15%、窒集約0.1%、本質的に鉄からな
る残部、を含有、包含、g替えるならばこれ等の成分か
ら本質上なる合金から作られるものである。また、この
合金はコバルト約596まで、ケイ集約0.5%まで、
マグネシウム約1%までを含むこともできる。硫黄、リ
ン、ヒ素、鉛、アンチモン等のような有害な元素は実際
上最少限の値とされているべきである。合金は鋳造によ
り、さらに必要ならば熱間または冷間加工によって、目
的の合金が必要とする形状にし、その後、955℃を超
え1100℃まで、例えば960〜1100℃、の範囲
での溶体化処理され、その後少なくとも8時間、例えば
約8〜30時間の間、約700℃を超え約732℃未満
、例えば約700℃を超え約720℃未満の温度で、室
温における0、 2%降伏強さが少なくとも517M
Pa、好ましくは約689 M P aとなるのに十分
な時間、時効処理されることによりこの合金組織は得ら
れる。有利的には、この700〜720℃の時効のあと
に約620〜625℃に炉冷して、その温度を約4〜1
2時間保持し、その後空冷する。
発明の詳細な説明
本発明の合金は、有利的には、重量%で第1表に示した
組成を持ち、また具体的な合金(実施例)の組成を同じ
く重量%で第1表に示す。
組成を持ち、また具体的な合金(実施例)の組成を同じ
く重量%で第1表に示す。
第1表
Cr t9.5〜22.5 21.98M
o 2.5〜3.5 2.70Cu
1.5〜3.0 1.81Ti 1.
9〜2.3 1.97Al 0.1〜0
.5 0.22A I +T i 2.0
〜2.8 2.19Nb (+Ta)
0.23C0,03Ilax、
0.01S i O,5max 0.
26Mn 1.Omax O,62B
O,004 Fe Ba1ancc 22.0m1n
28.34S O,03n+ax *0.32% COを含む。
o 2.5〜3.5 2.70Cu
1.5〜3.0 1.81Ti 1.
9〜2.3 1.97Al 0.1〜0
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〜2.8 2.19Nb (+Ta)
0.23C0,03Ilax、
0.01S i O,5max 0.
26Mn 1.Omax O,62B
O,004 Fe Ba1ancc 22.0m1n
28.34S O,03n+ax *0.32% COを含む。
第1表に示した具体例(実施例)としての合金を、鋳造
し、そして断面が15X100mmの平板に熱間圧延し
た。試験体を横長に切取り、そして1010℃の温度で
1時間焼きなましし、その後水鈍した。引張試験片は、
直径91、長さ35.61!I+1であった。
し、そして断面が15X100mmの平板に熱間圧延し
た。試験体を横長に切取り、そして1010℃の温度で
1時間焼きなましし、その後水鈍した。引張試験片は、
直径91、長さ35.61!I+1であった。
表中に示した温度と時間で恒温時効処理し、その後空冷
した試験片の、室温における引張試験の結果は、第2表
に示す通りである。また、さまざまな条件によって得ら
れた合金のシャルピー試験の結果も、第2表に示す通り
である。
した試験片の、室温における引張試験の結果は、第2表
に示す通りである。また、さまざまな条件によって得ら
れた合金のシャルピー試験の結果も、第2表に示す通り
である。
第2表によると、熱処理された合金の室温における機械
的特性に関しては、本発明の範囲外で熱処理されたAな
いしFと、本発明の範囲内で熱処理されたユないし3と
の間には優劣はほとんどない。ただし、降伏強さが55
0MP aを超える場合では、732℃の温度のでの時
効は、704℃の温度で同様の降伏強さを持つように時
効された合金に比べて、シャルピー試験による衝撃値が
いくぶん低い合金をつくるという例外が実際上ありうる
(。
的特性に関しては、本発明の範囲外で熱処理されたAな
いしFと、本発明の範囲内で熱処理されたユないし3と
の間には優劣はほとんどない。ただし、降伏強さが55
0MP aを超える場合では、732℃の温度のでの時
効は、704℃の温度で同様の降伏強さを持つように時
効された合金に比べて、シャルピー試験による衝撃値が
いくぶん低い合金をつくるという例外が実際上ありうる
(。
第3表は、温度をオートクレーブ中で204℃に保ち、
試験片を、塩化ナトリウム20%、酢酸0.5%を含H
する水溶液に浸し、かつ硫化水素圧0.83MPaの条
件において、ゆっくりした一定速度で引張る引張試験で
得た結果を示したものである。この試験では、第2表で
述べた試験体合金(直径3. 5+am、長さ25m+
@)を4X10’/秒の一定速度で引張った。
試験片を、塩化ナトリウム20%、酢酸0.5%を含H
する水溶液に浸し、かつ硫化水素圧0.83MPaの条
件において、ゆっくりした一定速度で引張る引張試験で
得た結果を示したものである。この試験では、第2表で
述べた試験体合金(直径3. 5+am、長さ25m+
@)を4X10’/秒の一定速度で引張った。
第3表は、本発明の基礎を形成する発見であるところの
時効温度の、わずかな違いによって得られた、冷間処理
されていない合金に、明白な差異が生じていることを明
らかに示している。3およびFの熱処理の場合は、合金
は、第2表から明らかなように、室温の降伏強さが68
9 M P aを超 ′える様に硬化されてい
る。しかし、熱処理3の場合は得られた合金には、計測
部位における応力腐蝕割れが見られず、一方、Fの場合
は、この応力腐蝕割れがはっきりと見られる。同様の現
象は、熱処理1とCとを比較した場合にも観察される。
時効温度の、わずかな違いによって得られた、冷間処理
されていない合金に、明白な差異が生じていることを明
らかに示している。3およびFの熱処理の場合は、合金
は、第2表から明らかなように、室温の降伏強さが68
9 M P aを超 ′える様に硬化されてい
る。しかし、熱処理3の場合は得られた合金には、計測
部位における応力腐蝕割れが見られず、一方、Fの場合
は、この応力腐蝕割れがはっきりと見られる。同様の現
象は、熱処理1とCとを比較した場合にも観察される。
550〜600MP aの範囲の室温における降伏強さ
は、このような熱間加工によって得られる。
は、このような熱間加工によって得られる。
しかし、方法Cによる熱処理によって得られた合金は、
応力腐蝕割れを受けやすく、一方、方法1の熱処理によ
って得られた合金は、応力腐蝕割れを受けにくい。73
2℃で時効された合金と、これに対立するものとしての
704℃で時効された゛合金との間の破壊エネルギー(
曲線下の領域)において差異が著しい。この破壊エネル
ギーにおける差異は、応力腐蝕割れがまったくないとい
う改良点の他に、本発明の目的物たる合金の機械的特性
の重要な改良点をも暗示している。
応力腐蝕割れを受けやすく、一方、方法1の熱処理によ
って得られた合金は、応力腐蝕割れを受けにくい。73
2℃で時効された合金と、これに対立するものとしての
704℃で時効された゛合金との間の破壊エネルギー(
曲線下の領域)において差異が著しい。この破壊エネル
ギーにおける差異は、応力腐蝕割れがまったくないとい
う改良点の他に、本発明の目的物たる合金の機械的特性
の重要な改良点をも暗示している。
本発明におけるより好ましい熱処理は、704℃を超過
732℃未満の温度で、8時間以上、例えば8〜24時
間(低めの温度で行う場合にはより長い時間で行い、高
めの温度で行う場合は短い時間にする)、955℃を超
える温度で容体化焼きなましした合金を保持する。この
時効の後、この合金は空冷することもできるが、もしく
はより好ましくは、時効処理後、続けて約621℃、例
えば610〜650℃、に炉冷し、その温度で約4〜1
2時間の間保持することもできる。その後、合金を空冷
する。下記第4表は、応力腐蝕割れに耐え得る合金製品
を提供する、冷間加工されない、容体化処理のされた合
金に用いられた、二つの満足し得る加熱処理を示す。
732℃未満の温度で、8時間以上、例えば8〜24時
間(低めの温度で行う場合にはより長い時間で行い、高
めの温度で行う場合は短い時間にする)、955℃を超
える温度で容体化焼きなましした合金を保持する。この
時効の後、この合金は空冷することもできるが、もしく
はより好ましくは、時効処理後、続けて約621℃、例
えば610〜650℃、に炉冷し、その温度で約4〜1
2時間の間保持することもできる。その後、合金を空冷
する。下記第4表は、応力腐蝕割れに耐え得る合金製品
を提供する、冷間加工されない、容体化処理のされた合
金に用いられた、二つの満足し得る加熱処理を示す。
5I寸い
例示したように、本発明に従って得られる合金は、通常
の溶融、鋳造および加工操作によって得られたものであ
るということが、知られるべきである。もし必要ならば
、目的合金は、粉末冶金法によって作ることが出来る。
の溶融、鋳造および加工操作によって得られたものであ
るということが、知られるべきである。もし必要ならば
、目的合金は、粉末冶金法によって作ることが出来る。
ここで、合金の粉末は、噴霧化、急冷凝固の手法により
、または成分合金または母合金の粉末物を、例えば、熱
間等静圧法(hot 1sotatic pres
s −ing)で成形して、はぼ目的の合金の形状に成
形する。合金は通常のまたはその他の鋳造によっても得
られる。
、または成分合金または母合金の粉末物を、例えば、熱
間等静圧法(hot 1sotatic pres
s −ing)で成形して、はぼ目的の合金の形状に成
形する。合金は通常のまたはその他の鋳造によっても得
られる。
上記の様な変更および応用は、当該技術分野において通
常容易な変更および応用と同様に本願の特許請求の範囲
に含まれることを、当業者は理解するであろう。
常容易な変更および応用と同様に本願の特許請求の範囲
に含まれることを、当業者は理解するであろう。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、組成が、重量%でニッケル約38〜46%、クロム
約19〜24%、モリブデン約2〜4%、銅約1.5〜
3%、チタン約1〜2.3%、アルミニウム約0.1〜
0.6%、該アルミニウムと該チタンが総量として約1
.5〜2.8%、モリブデン約3.5%まで、炭素約0
.15%まで、窒素0.1%まで、コバルト約5%まで
、ケイ素0.5%まで、マンガン約1%まで、残部本質
上鉄、からなる合金であって、少なくとも約955℃以
上の温度で焼きなまされ、途中で冷間加工することなく
続いて、約700℃超過約732℃未満の温度で、室温
における0.2%降伏強さが少なくとも517MPaと
なるよう、かつ応力腐蝕割れに対する抵抗が得られるの
に十分な時間、少なくとも8時間、時効処理を行い得ら
れる合金内部組織を有することを特徴とする、冷間加工
されていない熱処理合金組織。 2、室温における降伏強さが少なくとも 689MPaであるように時効処理された合金内部組織
である、特許請求の範囲第1項記載の熱処理合金組織。 3、時効処理の前に、約960〜1100℃での溶体化
処理によって得られた合金内部組織である、特許請求の
範囲第1項記載の熱処理合金組織。 4、時効温度から620〜625℃の温度に炉冷し、そ
の温度で約4〜12時間保持し、その後空冷された合金
内部組織である、特許請求の範囲第1項記載の熱処理合
金組織。 5、重量%でニッケル42〜46%、クロム19.5〜
22.5%、モリブデン2.5〜3.5%、銅1.5〜
3.0%、チタン1.9〜2.3%、アルミニウム0.
1〜0.5%、炭素0.03%まで、ケイ素0.5%ま
で、マグネシウム1%まで、硫黄0.03%まで、鉄よ
りなる残部22.0%、からなる合金である、特許請求
の範囲第1項記載の熱処理合金組織。 6、組成が、重量%でニッケル約38〜46%、クロム
約19〜24%、モリブデン約2〜4%、銅約1.5〜
3%、チタン約1〜2.3%、アルミニウム約0.1〜
0.6%、該アルミニウムと該チタンが総量として約1
.5〜2.8%、モリブデン約3.5%まで、炭素約0
.15%まで、窒素0.1%まで、コバルト約5%まで
、ケイ素0.5%まで、マンガン約1%まで、残部本質
上鉄、からなる合金を、少なくとも約955℃以上の温
度で焼きなまし、途中で冷間加工することなく続いて、
約700℃超過約732℃未満の温度で、室温における
0.2%降伏強さが少なくとも517MPaとなるよう
、かつ応力腐蝕割れに対する抵抗が得られるのに十分な
時間、少なくとも8時間、時効処理を行うことを特徴と
する、熱処理合金組織の製造方法。 7、室温における降伏強さが少なくとも 689MPaであるように時効処理する、特許請求の範
囲第6項記載の熱処理合金組織の製造方法。 8、時効処理の前の、溶体化処理を約960〜1100
℃の温度で行う、特許請求の範囲第6項記載の熱処理合
金の製造方法。 9、時効温度から620〜625℃の温度に炉冷し、そ
の温度で約4〜12時間保持する、特許請求の範囲第6
項記載の熱処理合金組織の製造方法。 10、合金が重量%でニッケル42〜46%、クロム1
9.5〜22.5%、モリブデン2.5〜3.5%、銅
1.5〜3.0%、チタン1.9〜2.3%、アルミニ
ウム0.1〜0.5%、炭素0.03%まで、ケイ素0
.5%まで、マグネシウム1%まで、硫黄0.03%ま
で、鉄よりなる残部22.0%からなる、特許請求の範
囲第6項記載の熱処理合金組織の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US932284 | 1986-11-19 | ||
US06/932,284 US4750950A (en) | 1986-11-19 | 1986-11-19 | Heat treated alloy |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63137135A true JPS63137135A (ja) | 1988-06-09 |
Family
ID=25462083
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62291671A Pending JPS63137135A (ja) | 1986-11-19 | 1987-11-18 | 熱処理合金 |
Country Status (6)
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---|---|
US (1) | US4750950A (ja) |
EP (1) | EP0268241A3 (ja) |
JP (1) | JPS63137135A (ja) |
BR (1) | BR8706191A (ja) |
CA (1) | CA1313110C (ja) |
NO (1) | NO874804L (ja) |
Families Citing this family (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3810336A1 (de) * | 1988-03-26 | 1989-10-05 | Vdm Nickel Tech | Aushaertbare nickellegierung |
US5047093A (en) * | 1989-06-09 | 1991-09-10 | The Babcock & Wilcox Company | Heat treatment of Alloy 718 for improved stress corrosion cracking resistance |
US5831187A (en) * | 1996-04-26 | 1998-11-03 | Lockheed Idaho Technologies Company | Advanced nickel base alloys for high strength, corrosion applications |
WO2000003053A1 (en) | 1998-07-09 | 2000-01-20 | Inco Alloys International, Inc. | Heat treatment for nickel-base alloys |
US20070068607A1 (en) * | 2005-09-29 | 2007-03-29 | Huff Philip A | Method for heat treating thick-walled forgings |
US7416618B2 (en) * | 2005-11-07 | 2008-08-26 | Huntington Alloys Corporation | High strength corrosion resistant alloy for oil patch applications |
EP2222884B1 (en) * | 2007-11-19 | 2015-02-18 | Huntington Alloys Corporation | Ultra high strength alloy for severe oil and gas environments and method of preparation |
US8313593B2 (en) * | 2009-09-15 | 2012-11-20 | General Electric Company | Method of heat treating a Ni-based superalloy article and article made thereby |
US9547584B2 (en) | 2011-03-08 | 2017-01-17 | Google Inc. | Remote testing |
US10253382B2 (en) | 2012-06-11 | 2019-04-09 | Huntington Alloys Corporation | High-strength corrosion-resistant tubing for oil and gas completion and drilling applications, and process for manufacturing thereof |
JP6337514B2 (ja) * | 2013-05-21 | 2018-06-06 | 大同特殊鋼株式会社 | 析出硬化型Fe−Ni合金及びその製造方法 |
CN113789490B (zh) * | 2021-08-26 | 2022-07-26 | 飞而康快速制造科技有限责任公司 | 一种增材制造用gh4169镍基高温合金及其热处理方法 |
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JPS5983739A (ja) * | 1982-11-04 | 1984-05-15 | Nippon Steel Corp | 深井戸油井用高強度Ni基合金 |
JPS6111941A (ja) * | 1984-06-26 | 1986-01-20 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 光学式記録再生装置 |
JPS6199661A (ja) * | 1984-10-22 | 1986-05-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用高強度高靭性溶接クラツド鋼管 |
Family Cites Families (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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US4358511A (en) * | 1980-10-31 | 1982-11-09 | Huntington Alloys, Inc. | Tube material for sour wells of intermediate depths |
US4652315A (en) * | 1983-06-20 | 1987-03-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same |
-
1986
- 1986-11-19 US US06/932,284 patent/US4750950A/en not_active Expired - Lifetime
-
1987
- 1987-11-16 EP EP87116878A patent/EP0268241A3/en not_active Withdrawn
- 1987-11-17 BR BR8706191A patent/BR8706191A/pt unknown
- 1987-11-17 CA CA000551984A patent/CA1313110C/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-11-18 JP JP62291671A patent/JPS63137135A/ja active Pending
- 1987-11-18 NO NO874804A patent/NO874804L/no unknown
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS6111941A (ja) * | 1984-06-26 | 1986-01-20 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 光学式記録再生装置 |
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0268241A2 (en) | 1988-05-25 |
US4750950A (en) | 1988-06-14 |
BR8706191A (pt) | 1988-06-21 |
NO874804L (no) | 1988-05-20 |
NO874804D0 (no) | 1987-11-18 |
CA1313110C (en) | 1993-01-26 |
EP0268241A3 (en) | 1990-05-16 |
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