JP3298665B2 - 溶接継手用高疲労強度鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接継手用高疲労強度鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接継手用高疲労強度鋼
板の製造方法に関するものである。
板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】構造物の軽量化、大容量化の要求に応
え、構造用鋼板の高強度化が急速に進んでいる。しかし
ながら、繰り返し荷重を受ける構造物では、降伏強度の
みならず疲労強度を考慮しなければならず、高強度化の
ニーズに応えることができない場合があり、疲労強度の
向上が切望されている。特に、溶接構造物では溶接止端
部から疲労亀裂の発生する場合が多く、鋼材の強度を向
上させても疲労強度は殆ど向上しない。
え、構造用鋼板の高強度化が急速に進んでいる。しかし
ながら、繰り返し荷重を受ける構造物では、降伏強度の
みならず疲労強度を考慮しなければならず、高強度化の
ニーズに応えることができない場合があり、疲労強度の
向上が切望されている。特に、溶接構造物では溶接止端
部から疲労亀裂の発生する場合が多く、鋼材の強度を向
上させても疲労強度は殆ど向上しない。
【０００３】溶接構造物の疲労強度は、主として溶接部
の止端部形状によって支配されることが知られており、
溶接部の止端部処理等の疲労強度向上策が適用されるこ
とがある。しかし、止端部処理は、構造物の建造工数を
増大させるばかりでなく、溶接部位によっては止端部処
理が実施できない場合も多く、鋼材面から疲労強度向上
が切望されている。
の止端部形状によって支配されることが知られており、
溶接部の止端部処理等の疲労強度向上策が適用されるこ
とがある。しかし、止端部処理は、構造物の建造工数を
増大させるばかりでなく、溶接部位によっては止端部処
理が実施できない場合も多く、鋼材面から疲労強度向上
が切望されている。
【０００４】溶接継手部の疲労破壊は一般に応力集中の
大きな溶接止端部から発生するため、発生特性は溶接止
端部形状に大きく影響され、鋼材組成、組織には殆ど影
響しないことが知られている。そこで、鋼材組織を制御
して疲労特性を向上させるためには、止端部で発生した
板厚方向への疲労亀裂の伝播を遅延させることが有効で
ある。
大きな溶接止端部から発生するため、発生特性は溶接止
端部形状に大きく影響され、鋼材組成、組織には殆ど影
響しないことが知られている。そこで、鋼材組織を制御
して疲労特性を向上させるためには、止端部で発生した
板厚方向への疲労亀裂の伝播を遅延させることが有効で
ある。
【０００５】一方セパレーションを発生させて、疲労伝
播を遅延させる手段は応力の大きい範囲でしかセパレー
ションは発生せず、またこの効果は応力範囲の小さい領
域でしか有効でないため、工業的に疲労強度を向上させ
るのは難しい。
播を遅延させる手段は応力の大きい範囲でしかセパレー
ションは発生せず、またこの効果は応力範囲の小さい領
域でしか有効でないため、工業的に疲労強度を向上させ
るのは難しい。
【０００６】本発明者らは特願平４−６８４９７号明細
書においてＡｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、
圧延中途中水冷時の板厚をｔ0 とした時、表層から少な
くとも板厚方向に０．０５×ｔ0 （mm）以上の領域を２
℃/sec以上の冷速でＡｒ1 点以下に急冷して、その後、
当該表層部がＡｒ3 点以上の温度から圧延を開始もしく
は再開し、（Ａｃ3 点−１００）℃点からＡｃ3 点の温
度範囲で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上に復熱させ
ることなく少なくともＡｒ1 点までを当該表層部を１℃
/sec以上の冷速で冷却し、鋼板表裏面から少なくとも板
厚の５％以上の範囲にわたって、隣接する結晶粒同士で
結晶方位の等しい粒から構成されるコロニーのアスペク
ト比（長軸径／短軸径の比）が４以上でかつその短軸径
が５μｍ以下の組織を得る疲労特性の優れた鋼板の製造
方法を提案している。
書においてＡｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、
圧延中途中水冷時の板厚をｔ0 とした時、表層から少な
くとも板厚方向に０．０５×ｔ0 （mm）以上の領域を２
℃/sec以上の冷速でＡｒ1 点以下に急冷して、その後、
当該表層部がＡｒ3 点以上の温度から圧延を開始もしく
は再開し、（Ａｃ3 点−１００）℃点からＡｃ3 点の温
度範囲で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上に復熱させ
ることなく少なくともＡｒ1 点までを当該表層部を１℃
/sec以上の冷速で冷却し、鋼板表裏面から少なくとも板
厚の５％以上の範囲にわたって、隣接する結晶粒同士で
結晶方位の等しい粒から構成されるコロニーのアスペク
ト比（長軸径／短軸径の比）が４以上でかつその短軸径
が５μｍ以下の組織を得る疲労特性の優れた鋼板の製造
方法を提案している。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、溶接部の疲
労強度を向上させるために、疲労亀裂の初期過程の伝播
を阻止し得る製造技術を提供することを課題とするもの
である。
労強度を向上させるために、疲労亀裂の初期過程の伝播
を阻止し得る製造技術を提供することを課題とするもの
である。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、Ａｃ3
点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、圧延中途中水冷時
の板厚をｔ0 、製品板厚をｔとした時、表面から少なく
とも板厚方向に２×ｔ0 ／ｔ（mm）以上、０．３×ｔ0
以下の表層領域を２℃/sec以上の冷速でＡｒ1点以下ま
で急冷して、その後、当該表層領域がＡｒ3 以下の温度
から圧延を再開し、（Ａｃ3 −５０）℃からＡｃ3 ℃の
範囲で圧延を終了し、その後、当該表層領域をＡｃ3 点
以上に復熱させることなく少なくともＡｒ1 点までを１
℃/sec以上の冷速で冷却し、更に（Ａｃ1 −１００）℃
から（Ａｃ1 ）℃の範囲で１２０秒以上滞留させながら
Ａｃ3 以上の温度にさせた後、１０℃/sec以上の冷速で
急冷したことを特徴とする溶接継手用高疲労強度鋼板の
製造方法である。
点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、圧延中途中水冷時
の板厚をｔ0 、製品板厚をｔとした時、表面から少なく
とも板厚方向に２×ｔ0 ／ｔ（mm）以上、０．３×ｔ0
以下の表層領域を２℃/sec以上の冷速でＡｒ1点以下ま
で急冷して、その後、当該表層領域がＡｒ3 以下の温度
から圧延を再開し、（Ａｃ3 −５０）℃からＡｃ3 ℃の
範囲で圧延を終了し、その後、当該表層領域をＡｃ3 点
以上に復熱させることなく少なくともＡｒ1 点までを１
℃/sec以上の冷速で冷却し、更に（Ａｃ1 −１００）℃
から（Ａｃ1 ）℃の範囲で１２０秒以上滞留させながら
Ａｃ3 以上の温度にさせた後、１０℃/sec以上の冷速で
急冷したことを特徴とする溶接継手用高疲労強度鋼板の
製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明において対象とする構造用
鋼は、通常の溶接構造用鋼が所用の材質を得るために定
めている添加元素の種類と量を含む鋼である。
鋼は、通常の溶接構造用鋼が所用の材質を得るために定
めている添加元素の種類と量を含む鋼である。
【００１０】これ等の各成分元素とその添加理由と量を
以下に示す。Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分とし
て添加するものであるが、０．２０％を超える過剰な含
有量では、２相域圧延時の変形抵抗を増して圧延を困難
にするばかりか、溶接部に島状マルテンサイトを析出
し、鋼の靭性を著しく劣化させるので、０．２０％以下
に規制する。
以下に示す。Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分とし
て添加するものであるが、０．２０％を超える過剰な含
有量では、２相域圧延時の変形抵抗を増して圧延を困難
にするばかりか、溶接部に島状マルテンサイトを析出
し、鋼の靭性を著しく劣化させるので、０．２０％以下
に規制する。
【００１１】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として必要であり、
また強度増加元素として有用であるが、１．０％を超え
て過剰に添加すると、鋼の加工性を低下させ、溶接部の
靭性を劣化させる。また、０．０１％未満では脱酸効果
が不十分なため、添加量を０．０１〜１．０％に規制す
る。
また強度増加元素として有用であるが、１．０％を超え
て過剰に添加すると、鋼の加工性を低下させ、溶接部の
靭性を劣化させる。また、０．０１％未満では脱酸効果
が不十分なため、添加量を０．０１〜１．０％に規制す
る。
【００１２】Ｍｎも脱酸成分元素として必要であり、
０．３％未満では鋼の清浄度を低下し、加工性を害す
る。また鋼材の強度を向上する成分として０．３％以上
の添加が必要である。しかし、Ｍｎは変態温度を下げる
ので、過剰の添加により２相域圧延温度が下がりすぎ、
変形抵抗の上昇をきたすので、２．０％を上限とする。
０．３％未満では鋼の清浄度を低下し、加工性を害す
る。また鋼材の強度を向上する成分として０．３％以上
の添加が必要である。しかし、Ｍｎは変態温度を下げる
ので、過剰の添加により２相域圧延温度が下がりすぎ、
変形抵抗の上昇をきたすので、２．０％を上限とする。
【００１３】Ａｌ及びＮは、Ａｌ窒化物による鋼の微細
化の他、圧延過程での固溶、析出により、鋼の結晶方位
の整合及び再結晶に有効な働きをさせるために添加す
る。しかし、添加量が少ない時にはその効果がなく、過
剰の場合には鋼の靭性を劣化させるので、Ａｌ：０．０
０１〜０．２０％、Ｎ：０．０２０％以下に限定する。
以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、好
ましくはＮｂ０．２％以下、Ｃｅｑ０．４％以下を含む
ことができる。更に母材強度の上昇あるいは、継手靭性
の向上の目的のため、要求される性質に応じて、合金元
素を添加する場合は、変態温度を下げすぎると２相域で
の変形抵抗が増し、圧延が困難になるので、合金の添加
量としては、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍ
ｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂを１種類以上添加してよいが、合計
で４．５％以内に規制する。
化の他、圧延過程での固溶、析出により、鋼の結晶方位
の整合及び再結晶に有効な働きをさせるために添加す
る。しかし、添加量が少ない時にはその効果がなく、過
剰の場合には鋼の靭性を劣化させるので、Ａｌ：０．０
０１〜０．２０％、Ｎ：０．０２０％以下に限定する。
以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、好
ましくはＮｂ０．２％以下、Ｃｅｑ０．４％以下を含む
ことができる。更に母材強度の上昇あるいは、継手靭性
の向上の目的のため、要求される性質に応じて、合金元
素を添加する場合は、変態温度を下げすぎると２相域で
の変形抵抗が増し、圧延が困難になるので、合金の添加
量としては、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍ
ｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂを１種類以上添加してよいが、合計
で４．５％以内に規制する。
【００１４】溶接部では、疲労亀裂が溶接止端部から発
生することが知られている。これは、溶接のミクロ欠陥
の存在を１００％否定しきれず、疲労亀裂の発生を阻止
するのは困難である。また鋼板表層部に隅肉溶接される
と熱影響により鋼板の組織、硬さが変化するが、熱影響
範囲外で、溶接金属より硬い層が存在すると、疲労亀裂
先端の塑性域の広がりが阻止されるため、疲労亀裂伝播
が大幅に遅延する。この亀裂伝播の遅延は、周囲の硬さ
分布により決まる。
生することが知られている。これは、溶接のミクロ欠陥
の存在を１００％否定しきれず、疲労亀裂の発生を阻止
するのは困難である。また鋼板表層部に隅肉溶接される
と熱影響により鋼板の組織、硬さが変化するが、熱影響
範囲外で、溶接金属より硬い層が存在すると、疲労亀裂
先端の塑性域の広がりが阻止されるため、疲労亀裂伝播
が大幅に遅延する。この亀裂伝播の遅延は、周囲の硬さ
分布により決まる。
【００１５】発明者らの知見によると疲労亀裂先端にお
いて、図１に示す硬さ分布で疲労亀裂伝播試験を繰り返
した結果、表層部（前記表面から少なくとも板厚方向に
２×ｔ 0 ／ｔ（mm）以上、０．３×ｔ 0 以下の領域）の
硬さとこれより内部の硬さの差がビッカース硬さＨｖ
（１０）で５０ポイント以上あると、疲労亀裂伝播を大
きく遅延できることがわかった。
いて、図１に示す硬さ分布で疲労亀裂伝播試験を繰り返
した結果、表層部（前記表面から少なくとも板厚方向に
２×ｔ 0 ／ｔ（mm）以上、０．３×ｔ 0 以下の領域）の
硬さとこれより内部の硬さの差がビッカース硬さＨｖ
（１０）で５０ポイント以上あると、疲労亀裂伝播を大
きく遅延できることがわかった。
【００１６】本発明では板厚の２mm以上、３０％以下の
範囲にわたって硬さの差を設けるが、溶接部の熱影響幅
以上の領域で周囲より硬ければよい。実験によると対象
とする隅肉溶接止端部の熱影響幅が１mm〜１．５mmであ
るので、２mm以上とした。
範囲にわたって硬さの差を設けるが、溶接部の熱影響幅
以上の領域で周囲より硬ければよい。実験によると対象
とする隅肉溶接止端部の熱影響幅が１mm〜１．５mmであ
るので、２mm以上とした。
【００１７】また板厚の３０％までで板厚方向へ進展す
る疲労破壊の寿命の大部分をしめるので、３０％以上硬
くする必要がない。また板中央部の板厚３０％以上を硬
くすると、著しく靭性が劣化する。従って板厚３０％以
下とした。
る疲労破壊の寿命の大部分をしめるので、３０％以上硬
くする必要がない。また板中央部の板厚３０％以上を硬
くすると、著しく靭性が劣化する。従って板厚３０％以
下とした。
【００１８】鋼板表層部に本発明の組織を形成せしめる
ためには、例えば、圧延中に鋼板表面を水冷し、Ａｒ1
点以下とすることで一旦フェライト変態させてしまい、
冷却によっても殆ど温度の低下しない板厚中心部の顕熱
を利用して、表層部のフェライト組織を昇温させながら
更に圧延を行い、表層部を１℃/sec以上の冷速で冷却
し、表層部に残留転位密度の高い改質組織を形成する。
ためには、例えば、圧延中に鋼板表面を水冷し、Ａｒ1
点以下とすることで一旦フェライト変態させてしまい、
冷却によっても殆ど温度の低下しない板厚中心部の顕熱
を利用して、表層部のフェライト組織を昇温させながら
更に圧延を行い、表層部を１℃/sec以上の冷速で冷却
し、表層部に残留転位密度の高い改質組織を形成する。
【００１９】更に（Ａｃ1 −１００）℃−（Ａｃ1 ）℃
の範囲で１２０秒以上滞留させながらＡｃ3 以上の温度
にさせた後１０℃/sec以上の冷速で冷却すると、１２０
秒以上の滞留によって加工フェライト粒は成長して粒径
大となり、更にγ相を得て、１０℃/sec以上の急冷によ
ってマルテンサイトに相変態し、焼入性向上をもたら
す。
の範囲で１２０秒以上滞留させながらＡｃ3 以上の温度
にさせた後１０℃/sec以上の冷速で冷却すると、１２０
秒以上の滞留によって加工フェライト粒は成長して粒径
大となり、更にγ相を得て、１０℃/sec以上の急冷によ
ってマルテンサイトに相変態し、焼入性向上をもたら
す。
【００２０】図２は本発明における加工熱履歴を示し、
図３は本発明の鋼板の表層部及び内部の粒径変化を模式
的に示す。１０は外層、１１は内層を示す。
図３は本発明の鋼板の表層部及び内部の粒径変化を模式
的に示す。１０は外層、１１は内層を示す。
【００２１】
【実施例】供試鋼の成分を表１に、製造条件及び得られ
た材質を表２に示す。
た材質を表２に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
【表５】
【００２７】
【表６】
【００２８】
【表７】
【００２９】表２の試験番号１〜１２は本発明例、試験
番号１３〜２４は比較例を示している。本発明例による
ものは各部位の平均硬さが表層部と内部とは、ビッカー
ス硬さＨｖ（１０）で５０ポイント以上の差を有し、疲
労強度、継手靭性に優れている。
番号１３〜２４は比較例を示している。本発明例による
ものは各部位の平均硬さが表層部と内部とは、ビッカー
ス硬さＨｖ（１０）で５０ポイント以上の差を有し、疲
労強度、継手靭性に優れている。
【００３０】一方比較例１３は所定の途中冷却、圧延過
程を経ているが、Ａｃ1 −１００〜Ａｃ1 の間の滞留時
間が短かかったので、旧オーステナイト粒径が小さく充
分な硬さが得られなかった。
程を経ているが、Ａｃ1 −１００〜Ａｃ1 の間の滞留時
間が短かかったので、旧オーステナイト粒径が小さく充
分な硬さが得られなかった。
【００３１】比較例１４，１７〜２４は昇温中圧延とな
っていないため表層部での残留転位密度が内部とかわら
ず、その後熱処理を適用した１４，１９，２０において
も表層部のみ粗大オーステナイト粒とする作用を活用で
きなかった。比較例１４は熱処理の保持温度が高かった
ため表層部の硬度は高くなったが、内部も硬化してしま
い、靭性、伸びが充分ではなかった。
っていないため表層部での残留転位密度が内部とかわら
ず、その後熱処理を適用した１４，１９，２０において
も表層部のみ粗大オーステナイト粒とする作用を活用で
きなかった。比較例１４は熱処理の保持温度が高かった
ため表層部の硬度は高くなったが、内部も硬化してしま
い、靭性、伸びが充分ではなかった。
【００３２】比較例１５は昇温圧延後の最高復熱温度が
Ａｃ3 以上となり、残留転位密度が減少してしまったた
め、その後Ａｃ1 −１００〜Ａｃ1 での保持でも粒の成
長は顕著でなく、旧オーステナイト粒径を粗大化でき
ず、充分な表層硬さを得られなかった。
Ａｃ3 以上となり、残留転位密度が減少してしまったた
め、その後Ａｃ1 −１００〜Ａｃ1 での保持でも粒の成
長は顕著でなく、旧オーステナイト粒径を粗大化でき
ず、充分な表層硬さを得られなかった。
【００３３】比較例１６は所定の昇温圧延を経たもの
の、熱処理の保持温度が低かったため、マルテンサイト
率が充分でなく所定の硬さレベルに達しなかった。
の、熱処理の保持温度が低かったため、マルテンサイト
率が充分でなく所定の硬さレベルに達しなかった。
【００３４】比較例１７，１８，２１〜２４は熱処理を
適用していないので、表層部の硬さは内部とかわらず一
般的な疲労強度レベルとなっている。
適用していないので、表層部の硬さは内部とかわらず一
般的な疲労強度レベルとなっている。
【００３５】比較例１９は熱処理を適用しているので表
層硬化されているが、その厚みが３０％以上あり、加工
時の必要荷重の改善がされていない。
層硬化されているが、その厚みが３０％以上あり、加工
時の必要荷重の改善がされていない。
【００３６】更に比較例２０は熱処理後の冷速が小さか
ったためマルテンサイトが得られず、表層部が硬化され
ていない。尚、表層硬化させているにもかかわらず化学
成分で硬化をさせていないので溶接継手靭性の劣化はな
い。
ったためマルテンサイトが得られず、表層部が硬化され
ていない。尚、表層硬化させているにもかかわらず化学
成分で硬化をさせていないので溶接継手靭性の劣化はな
い。
【００３７】
【発明の効果】本発明によると表層部に溶接金属より硬
い層が存在すると、疲労亀裂先端の塑性域の広がりが阻
止され、疲労亀裂伝播が大幅に遅延するので、溶接継手
用高疲労強度鋼としてその用途が大きい。
い層が存在すると、疲労亀裂先端の塑性域の広がりが阻
止され、疲労亀裂伝播が大幅に遅延するので、溶接継手
用高疲労強度鋼としてその用途が大きい。
【図１】伝播遅延と硬さの差との関係を示す図表であ
る。
る。
【図２】本発明の加工熱履歴の図表である。
【図３】本発明の鋼板組織の模式図である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−271856（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271860（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−49596（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−49595（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−187738（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−141517（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−104820（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−80317（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- 【請求項１】 Ａｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板
を、圧延中途中水冷時の板厚をｔ0 、製品板厚をｔとし
た時、表面から少なくとも板厚方向に２×ｔ0 ／ｔ（m
m）以上、０．３×ｔ0 以下の表層領域を２℃/sec以上
の冷速でＡｒ1点以下まで急冷して、その後、当該表層
領域がＡｒ3 以下の温度から圧延を再開し、（Ａｃ3 −
５０）℃からＡｃ3 ℃の範囲で圧延を終了し、その後、
当該表層領域をＡｃ3 点以上に復熱させることなく少な
くともＡｒ1 点までを１℃/sec以上の冷速で冷却し、更
に（Ａｃ1 −１００）℃から（Ａｃ1 ）℃の範囲で１２
０秒以上滞留させながらＡｃ3 以上の温度にさせた後、
１０℃/sec以上の冷速で急冷したことを特徴とする溶接
継手用高疲労強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20395292A JP3298665B2 (ja) | 1992-07-30 | 1992-07-30 | 溶接継手用高疲労強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20395292A JP3298665B2 (ja) | 1992-07-30 | 1992-07-30 | 溶接継手用高疲労強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0649587A JPH0649587A (ja) | 1994-02-22 |
| JP3298665B2 true JP3298665B2 (ja) | 2002-07-02 |
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ID=16482392
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20395292A Expired - Fee Related JP3298665B2 (ja) | 1992-07-30 | 1992-07-30 | 溶接継手用高疲労強度鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3298665B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JP5212124B2 (ja) * | 2009-01-09 | 2013-06-19 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| JP5716419B2 (ja) * | 2010-09-30 | 2015-05-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-07-30 JP JP20395292A patent/JP3298665B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH0649587A (ja) | 1994-02-22 |
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