| 【発明の名称】 |
Ｃｕ基合金、およびこれを用いた高強度高熱伝導性の鋳造物および鍛造物の製造方法 |
| 【発明者】 |
【氏名】美野 和明
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| 【要約】 |
【課題】成形物の形状寸法に制約がなく、簡単な製造方法によって高強度高熱伝導性の合金成形物を安価に製造することができるＣｕ基合金、およびこれを用いるＣｕ基合金成形物の製造方法を得る。
【解決手段】３〜２０％（質量％、以下同じ）のＡｇと、０．５〜１．５％ののＣｒと、０．０５〜０．５％のＺｒとを含む鋳造用Ｃｕ基合金の溶融物を鋳造により急冷凝固させて成形し、４５０〜５００℃で析出時効処理を施して析出強化させる。または３〜８．５％のＡｇと、０．５〜１．５％のＣｒと、０．０５〜０．５％のＺｒとを含む鍛造用Ｃｕ基合金の溶融物を鋳造により凝固させ、凝固物またはその熱間加工物に鍛造または圧延による加工熱処理と析出時効処理とを併用して所定の形状に成形すると共に析出強化させる。 |
【特許請求の範囲】
【請求項１】 ３〜２０質量％の範囲内のＡｇと、０．５〜１．５質量％の範囲内のＣｒと、０．０５〜０．５質量％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕであることを特徴とする鋳造用Ｃｕ基合金。
【請求項２】 請求項１記載の鋳造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融物を鋳造により急冷凝固させて所定の形状に成形する第２工程と、第２工程で得られた成形物に、４５０〜５００℃の範囲内の温度で析出時効処理を施して析出強化させる第３工程とを含むことを特徴とする高強度高熱伝導性鋳造物の製造方法。
【請求項３】 ３〜８．５質量％の範囲内のＡｇと、０．５〜１．５質量％の範囲内のＣｒと、０．０５〜０．５質量％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕであることを特徴とする鍛造用Ｃｕ基合金。
【請求項４】 請求項３記載の鍛造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融物を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程で得られた凝固物またはその熱間加工物に鍛造または圧延による加工熱処理と析出時効処理とを併用して所定の形状に成形すると共に析出強化させる第３工程とを含むことを特徴とする高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法。
【請求項５】 請求項４において、第３工程の加工熱処理と析出時効処理とを５５０℃以下の温度で行うことを特徴とする高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法。
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【発明の詳細な説明】【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｃｕ基合金、およびこれを用いた高強度高熱伝導性の鋳造物および鍛造物の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高強度でしかも熱伝導性の高い金属材料は、例えば片面が３０００℃の燃焼ガスと接触し他方の面が液体水素と接触するロケットエンジンのスラストチャンバーや核融合炉内の構造物など過酷な熱疲労を受ける分野の部材に用いられる。
【０００３】これらの分野で使用される高強度高熱伝導性合金の例としては、例えば特開平４−１９８４６０号公報に記載されているような、Ｃｒを０．８％（以下、本明細書中「％」は全て質量％を表す）、Ｚｒを０．２％含有するＣｕ基合金を挙げることができる。このＣｕ基合金は一般に、鋳造した後、鍛造・圧延などにより所定の形状に成形すると共に所定の熱処理を加えることにより高強度高熱伝導性の鍛造物が得られる。このＣｕ基合金は、組成は同じでも加工熱処理の条件を調整することによって、熱伝導度を高いレベルに維持しながら引張強度を増大させることができる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし最近になると、装置部材の使用条件が熱応力の発生という観点から過酷になると共に、既存材料ではクラック発生までの寿命が短いことが指摘され、より高い耐熱疲労性が要求されるようになってきている。金属材料の熱ひずみの発生を抑制するためには、熱伝導度を高めると共に熱疲労強度を向上させることが必要であるが、前者の熱伝導度の向上についてはほとんど限界に近づいているので、従来の金属材料と比べて熱伝導度を低下させることなく熱疲労強度を向上させることが課題になっている。
【０００５】熱疲労強度を高めるには、一般に、使用温度において熱伝導度を低下させずに引張強さおよび引張耐力を高めればよいことがわかっている。そこで前記の要求に対して、前述のＣｒ（０．８％）およびＺｒ（０．２％）を含むＣｕ基合金をベースとして、ＣｒやＺｒの比率を更に増大させて加工度を高めることにより強度を上昇させることが試みられた。ＣｒやＺｒの比率を高め、一方向に大きなひずみを与えるスウェージ加工や線引き加工によって繊維状の微細組織を生成させれば高強度が得られる。しかし、このものは延性が低下しているので熱疲労強度は期待するほど向上しないばかりでなく、成形物の形状に制限があるので十分な量の鍛造や圧延加工が施せず、任意形状の成形物として所望の強度を得ることが困難であった。従ってその用途は、高い強度と電気伝導性を利用した電気関係部材に限定されていた。
【０００６】一方、新しい合金系として、例えば特開平６−２７９８９４号公報や「坂井ら：日本金属学会誌、第５５巻（１９９１年）１３８２〜１３９１頁」に記載されているように、多量のＡｇを添加したＣｕ基合金が開発されている。ＡｇはＣｒやＺｒと同様に室温近くではＣｕへの固溶度が小さく、合金化による熱伝導度の低下は小さい。８．５％以上のＡｇを添加した前記Ｃｕ基合金は凝固時に共晶が生成する。十分な量の共晶組織が得られるように例えば１５％のＡｇを添加したＣｕ基合金は、そのインゴットに、前述のＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金と同様、大きなひずみが一方向に加わるスウェージ加工や線引き加工を施すと、共晶組織が破壊されると共に繊維強化組織が生成するようになる。このとき得られる強度は極めて高いが、例えば鋳造丸棒から直径が１／１０以下の線材を得るような強加工が必要となるので、この技術ではある程度以上の肉厚を有する成形物を製造することはできなかった。
【０００７】更に、鍛造や熱処理などの繰り返しは製造コストを上昇させるので、強度レベルは従来と同等程度でよいから鍛造工程が不要な鋳造によって高熱伝導性かつ高強度の安価な金属材料が欲しいという要望もある。しかし従来このような金属材料は知られていなかった。
【０００８】本発明は前記の課題を解決するためになされたものであって、従ってその目的は、成形物の形状寸法に制約がなく、簡単な鋳造または鍛造・圧延によって高強度高熱伝導性の金属成形物を安価に製造することができる金属材料、およびこれを用いた金属成形物の製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記の課題を解決するために本発明は、３〜２０％（質量％、以下同じ）の範囲内のＡｇと、０．５〜１．５％の範囲内のＣｒと、０．０５〜０．５％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕである鋳造用Ｃｕ基合金を提供する。本発明はまた、前記鋳造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融物を鋳造により急冷凝固させて所定の形状に成形する第２工程と、第２工程で得られた成形物に、４５０〜５００℃の範囲内の温度で析出時効処理を施して析出強化させる第３工程とを含む高強度高熱伝導性鋳造物の製造方法を提供する。ここで「析出時効処理」とは、固溶体を所定温度に所定時間保持することにより組織内部に異相を析出させる処理を意味する。
【００１０】本発明の前記鋳造用Ｃｕ基合金は、ＣｒおよびＺｒを少量添加したＣｕ基合金にＡｇを複合添加することによって、圧延や鍛造などを要しない鋳造によって、高い熱伝導性と高い強度を有する成形物が得られることがわかった。従ってこの鋳造用Ｃｕ基合金を用いれば、作業が簡易な鋳造によって大型製品など形状寸法に制限なく高強度高熱伝導性の鋳造物を製造することができる。
【００１１】前記成分のＣｕ基合金において、Ａｇが３％未満では、得られる鋳造物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鋳造物が得られない。またＡｇが２０％を越えても格段の効果はなく、コスト面から不利となる。前記において、Ｃｒが０．５％未満では、得られる鋳造物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鋳造物が得られない。Ｃｒの最大固溶量は０．７〜０．８％である。これ以上にＣｒを添加すると共晶反応が起こるが、これを超える量例えば１．５％のＣｒを添加した合金では冷却速度がかなり緩やかでない限り、完全な共晶反応が起こる前に凝固が終了する。Ｃｒが１．５％を越えると第２工程の冷却時に冷却速度によっては過大量のＣｒ初晶が析出し、靱性や延性の点から好ましくない。また前記において、Ｚｒが０．０５％未満では４００〜６００℃での脆化を抑制する効果が不十分である。ＺｒはＣｒと同様に析出強化に有効な元素であり、最大固溶量は０．１５％である。Ｚｒを０．５％を越えて多量添加することは、前記Ｃｒの場合と同様の理由から不利益となる。
【００１２】前記本発明の高強度高熱伝導性鋳造物の製造方法においては、第２工程で溶融物を遠心鋳造や金型鋳造などにより急速凝固させ、ＡｇおよびＣｒを強制固溶させた過飽和固溶体をまず形成する。この際、急冷凝固によって、状態図におけるＡｇ−Ｃｕの共晶点である８．５％を越える量のＡｇが添加されていても固溶度以上のＡｇを固溶した組織が得られ、このことが強化に寄与する。その後、第３工程で析出時効処理を施すと、得られた鋳造物は強制固容量が多いので時効によって微細析出物が大量に析出し、このため強度が高くなる。
【００１３】本発明はまた、３〜８．５％の範囲内のＡｇと、０．５〜１．５％の範囲内のＣｒと、０．０５〜０．５％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕである鍛造用Ｃｕ基合金を提供する。本発明は更に、前記の鍛造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融物を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程で得られた凝固物またはその熱間加工物に鍛造または圧延による加工熱処理と析出時効処理とを併用して所定の形状に成形すると共に析出強化させる第３工程とを含む高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法を提供する。前記第３工程においては、加工熱処理と析出時効処理とを５５０℃以下の温度で行うことが好ましい。
【００１４】本発明の前記鍛造用Ｃｕ基合金は、前記組成を有することによって、安価なＣｕを基としながら、前記高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法に従うとき形状寸法に制限なく簡単な操作によって強度と熱伝導性とが共に優れた成形物を与えることがわかった。
【００１５】前記成分のＣｕ基合金において、Ａｇが３％未満では得られる鍛造物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鍛造物が得られない。またＡｇが２０％を越える量を添加してもその効果は小さくコスト面から不利となる。前記において、Ｃｒが０．５％未満では得られる鍛造物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鍛造物が得られない。Ｃｒが１．５％を越えると第２工程でＣｒの粗大な初晶が生成し、熱間鍛造時の鍛造性を著しく低下させる。前記において、Ｚｒが０．０５％未満では脆化の抑制に不十分であり、Ｚｒが０．５％を越えるとＣｒと同様に過大析出により靱性や延性が低下する。
【００１６】前記高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法は、第２工程で得られた凝固物に鍛造または圧延による加工熱処理を施すことにより、結晶粒を微細化し、転位を導入して硬化する。このとき析出時効処理を併用するので、更に微細共晶相が均一に生成し、鍛造物の強度を更に向上させることができる。前記加工熱処理や析出時効処理は５５０℃以下のいわゆる温間または冷間で行うことが好ましい。５５０℃を越えると、加工硬化が小さいという理由だけでなく、ＡｇやＣｒの析出物が一部固溶して析出物の粗大化を起こすために不都合である。一旦粗大化した析出物は温度を下げても細かくならず、析出強化は著しく減少する。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施の形態により更に詳しく説明する。
（実施形態１）
Ｃｕ基合金の調製それぞれ０％、２％、４％、８％、１６％、３０％のＡｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残部がＣｕである合金組成物を溶融し、表１に示す実施例１〜４および比較例１，２のＣｕ基合金を調製した。４％のＡｇと、それぞれ０％、０．２％、０．５％、１％、１．５％、２．５％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残部がＣｕである合金組成物を溶融し、表２に示す実施例５〜７および比較例３〜５のＣｕ基合金を調製した。それぞれ２％、８％のＡｇと、０．８％のＣｒとを含み、ただしＺｒを含まず、残部がＣｕである合金組成物を溶融し表３に示す比較例６，７のＣｕ基合金を調製した。
【００１８】
【表１】
【表２】
【表３】
【００１９】（実施形態２）
鋳造物の製造−１（Ａｇの効果）表１に記載した実施例１〜４および比較例１，２の各Ｃｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を銅製鋳型に流し込んで急冷凝固し、それぞれ約５０グラムのインゴットを得た。次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して析出時効処理を施し、室温まで放冷して鋳造物を製造した。それぞれの鋳造物についてビッカース硬さを測定した。測定結果を図１に示す。図１は縦軸がビッカース硬さ、横軸がＡｇ添加量を示している。
【００２０】図１の結果から、３〜２０％の範囲内のＡｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残部がＣｕである実施例１〜４の鋳造用Ｃｕ基合金は、本発明の鋳造物の製造方法に従うとき硬さの優れた鋳造物を与えることがわかる。これに対してＡｇを全く含まないか含んでも３％未満である比較例１，２の試料は硬さが低下している。
【００２１】（実施形態３）
鋳造物の製造−２（Ｃｒの効果）表２に記載した実施例５〜７および比較例３〜５の各Ｃｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を銅製鋳型に流し込んで急冷し、それぞれ約５０グラムのインゴットを得た。次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して析出時効処理を施し、室温まで放冷して鋳造物を製造した。それぞれの鋳造物についてビッカース硬さを測定した。測定結果を図２に示す。図２は縦軸がビッカース硬さ、横軸がＣｒ添加量を示している。
【００２２】図２の結果から、４％のＡｇと、０．５〜１．５％の範囲内のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残部がＣｕである実施例５〜７の鋳造用Ｃｕ基合金は、本発明の鋳造物の製造方法に従うとき硬さの優れた鋳造物を与えることがわかる。これに対してＣｒを全く含まないか含んでも０．５％未満である比較例３，４の試料は硬さが著しく低下している。また１．５％を越えるＣｒを含む比較例５の試料は硬さに及ぼす効果が飽和している。
【００２３】（実施形態４）
鋳造物の製造−３（引張強さ）表１に記載した実施例１、２および比較例１，６，７の各Ｃｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を幅４０ｍｍ、深さ４０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのボード状の鋳鉄製鋳型で急冷凝固し、それぞれ約２キログラムのインゴットを得た。次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して析出時効処理を施し、室温まで放冷してそれぞれの鋳造物を製造した。
【００２４】各鋳造物について引張試験を行った。引張試験は、２５℃〜４５０℃の範囲内で行い、耐力と破断伸びとについて測定した。ここで耐力とは、０．２％の塑性ひずみを与えるための変形応力である。耐力の測定結果を図３に示す。また破断伸びとは、引張試験したときの破断ひずみ（％）である。破断伸びの測定結果を図４に示す。
【００２５】図３、４の結果から、それぞれ４％，８％のＡｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み残部がＣｕである実施例１および実施例２のＣｕ基合金の鋳造物は、２５℃〜４５０℃の広い温度範囲内で耐力、破断伸びが共に高い値を示し、特にＡｇを８％添加した実施例２では、鋳造であるにもかかわらず高価な鍛造加工を施した鍛造物に匹敵する高い引張り強度が得られている。一方、Ａｇを添加しない比較例１の鋳造物は中〜高温域において引張り強度が低下し、Ａｇが３％未満でＺｒを含まない比較例６の試料は測定温度全域で耐力が低く、高温域で破断伸びが急激に低下する。またＡｇが８％でＺｒを含まない比較例７の鋳造物は、測定温度全域で破断伸びが低い。
【００２６】前記実施例１，２のＣｕ基合金を用いて鋳造により製造した鋳造物について熱伝導度を測定したところ、３００℃における熱伝導度はいずれも３３５〜３５５Ｗ／ｍＫの範囲内という高い値の範囲に入っており、従来の高熱伝導性合金に匹敵する十分高い熱伝導度を有していた。
【００２７】（実施形態５）
鍛造物の製造−１（温間圧延）実施例１のＣｕ基合金試料を溶融し、溶融物を鋳型に流し込んで凝固し、得られたインゴットを、５５０℃で４０ｍｍ厚から２０ｍｍ厚まで圧延し、５００℃で更に１０ｍｍ厚まで圧延し、次に４８０℃に１時間保持して析出強化を行い、室温まで放冷して実施例８の鍛造物を製造した。比較のため、Ａｇを含まない比較例１の試料について前記と同様の鍛造を行い、比較例８の鍛造物を製造した。
【００２８】前記各鍛造物について、実施形態４と同様にして引張試験を行った。耐力の結果を図５に、破断伸びの結果を図６に示す。実施例８の鍛造物は、測定した全温度域で、Ａｇを含まない比較例８の鍛造物より高い強度を示している。実施例８の鍛造物は、３００℃における熱伝導度が実施例１のＣｕ基合金を用いた鋳造物と同様の高い値を示した。
【００２９】（実施形態６）
鍛造物の製造−２（熱間圧延）実施例１のＣｕ基合金試料を溶融し、溶融物を鋳型に流し込んで凝固し、得られたインゴットを、７５０℃で４０ｍｍ厚から２０ｍｍ厚まで圧延し、更に５００℃で１０ｍｍ厚まで圧延し、次いで４８０℃に１時間保持して析出強化を行い、室温まで放冷して実施例９の鍛造物を製造した。比較のため、Ａｇを含まない比較例１の試料について前記と同様の鍛造を行い、比較例９の鍛造物を製造した。
【００３０】前記各鍛造物について、実施形態４と同様にして引張試験を行った。耐力の結果を図７に、破断伸びの結果を図８に示す。実施例９の鍛造物は、測定した全温度域で、Ａｇを含まない比較例９の鍛造物より高い耐力を示し、比較例９の鍛造物と同等の破断伸びを示した。実施例９の鍛造物は、３００℃における熱伝導度が実施例１のＣｕ基合金を用いた鋳造物と同様の高い値を示した。
【００３１】次に、本発明の鋳造物および鍛造物が高強度・高熱伝導性となる要因について詳しく説明する。本発明の鋳造用Ｃｕ基合金を用いて鋳造物を製造するに際しては、Ａｇを含むＣｕ基合金の溶融物を遠心鋳造や金型鋳造などで急速に凝固させることにより、ＡｇおよびＣｒが強制固溶した過飽和固溶体がまず生成する。次にこの過飽和固溶体に４５０〜５００℃の範囲内の温度で析出時効処理を施すと固溶体組織内に微細な異相が析出する。このとき、急冷凝固によって強制固容量が多くなり、従って析出時効によって析出する微細析出物の量が多くなるために鋳造物の強度が高くなる。
【００３２】更に、急冷凝固した合金では、平衡状態の組織を示す一般的な状態図とは異なり、予想以上のＡｇを固溶した組織が得られる。従ってＡｇの添加量は、状態図の共晶点である８．５％を越えていても強化に有効に作用する。ただし、２０％を越えるＡｇの添加は、強化に必要な凝固速度が大きすぎるため現実的ではなく、実際上の効果は減少する。
【００３３】一方、鍛造または圧延による加工熱処理によって所望の形状に成形すると共に析出時効処理によって析出強化させる本発明の鍛造物の製造方法においては、Ａｇの添加量をＡｇの共晶やＣｒの初晶が著しく生成しないように調整する必要がある。すなわち、Ａｇの添加量が過大であるために最初の鋳造凝固時に粗大な共晶や初晶Ｃｒが現れた組織は、その後の熱間鍛造における鍛造効率を低下させる。例えば、ＣｕとＡｇの２元素だけの合金系では、一般的な状態図から、共晶温度７８０℃で溶融が始まる。この部分溶融は鍛造または圧延の工程での熱間加工割れの要因となり、鍛造温度の上限を規制する必要も出てくる。
【００３４】そこで、本発明の鍛造用Ｃｕ基合金では、第２工程において鋳造凝固時に過大量の粗大な共晶粒子や初晶Ｃｒ粒子が発生しないようにＡｇの添加量を状態図の共晶点である８．５％以下に規制した。これによって本発明の鍛造物は、鍛造効率が大幅に改善される。
【００３５】更に、本発明の鍛造物製造方法の一具体例においては、温間（１００℃越え５５０℃以下、望ましくは５００℃以下）または冷間（室温〜１００℃）での加工熱処理および析出時効処理によって析出強化を行い強度を向上している。析出強化により強度を高めるためには、組織内析出物の粒径は一般に１／１００μｍオーダーとすることが理想的であるが、Ａｇの添加量を８．５％以下に規制し、かつ加工熱処理および析出時効処理を温間または冷間で行うことによって、望ましい粒径の異相微粒子が分散した高強度の鍛造物が得られるようになる。
【００３６】上記のＡｇおよびＣｒの添加量の調整と加工熱処理との二つの強化機構は相互に助長しあっている。すなわち加工熱処理で導入される転位は異相粒子析出の核生成サイトとなって微細粒子の析出に寄与する。また、転位上のＡｇやＣｒの析出物は転位が加熱により消滅することを抑制し、高温強度の安定性を高めている。これらの合金元素は多いほど効果が大きい。しかし、これらの多くの元素は単体あるいは化合物の状態で鋳造／凝固時に初晶として析出するため、過大量の使用は後工程における鍛造性の劣化を招く。例えばＣｕ−Ｃｒの２元素合金系では、Ｃｒ添加量が約０．７％を越えると、平衡状態を保った凝固の場合には初晶が析出する。従ってＣｒの適正な添加量は平衡状態では０．７％以下ということになる、実際には凝固速度が速いので、１．５％まで添加しても強度を上昇させることができる。本発明の鍛造用合金では、Ｃｒを適量添加することによって多量のＡｇを添加させたと同じ効果が得られ、そのため、鍛造効率を向上させると共に、Ａｇの添加量が少なくて済むのでコストも低くなる。
【００３７】本発明の鋳造用または鍛造用Ｃｕ基合金を調製するに際しては、ＣｕにＡｇとＣｒとＺｒを添加し、通常の方法で溶融する。Ａｇの単独添加ではなく、０．５〜１．５％の範囲内で適量のＣｒを添加することにより、Ａｇの添加効果が相乗的に増大する。０．５％未満のＣｒは強度を向上させる効果が小さい。
【００３８】Ｃｕ基合金へのＺｒの添加については、従来から、０．０５〜０．２％のＺｒの添加が脱酸効果や粒界析出物の形状を抑制する効果があることは知られていた。しかし本発明では０．０５〜０．５％のＺｒの添加が、４００℃以上での引張延性の向上にも寄与している。
【００３９】
【発明の効果】本発明の鋳造用Ｃｕ基合金はＡｇとＣｒとＺｒとをそれぞれ適量範囲で含んでいるので、本発明の鋳造物の製造方法により鋳造するとき、高強度高熱伝導性のＣｕ基合金鋳造物が容易に製造できるようになる。本発明の鍛造用Ｃｕ基合金はＡｇとＣｒとＺｒとをそれぞれ適量範囲で含んでいるので、本発明の鍛造物の製造方法により鍛造するとき、高強度高熱伝導性のＣｕ基合金鍛造物が容易に製造できるようになる。
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| 【出願人】 |
【識別番号】０００００００９９
【氏名又は名称】石川島播磨重工業株式会社
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| 【出願日】 |
平成１２年４月５日（２０００．４．５） |
| 【代理人】 |
【識別番号】１０００６４９０８
【弁理士】
【氏名又は名称】志賀 正武 （外１名）
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| 【公開番号】 |
特開２００１−２８８５１７（Ｐ２００１−２８８５１７Ａ） |
| 【公開日】 |
平成１３年１０月１９日（２００１．１０．１９） |
| 【出願番号】 |
特願２０００−１０３６６２（Ｐ２０００−１０３６６２） |
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