【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋼材とアルミニウ
ム合金との直接的な接合構造体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、鋼材とアルミニウム合金は、金
属冶金上非常にもろい金属間化合物を形成しやすい。通
常の溶融接合を適用すると、液体状態で両材料が混合さ
れるため脆弱な反応生成物（金属間化合物）が溶接金属
部に大量に形成され、一般的に低強度の継手しか得られ
ない。
【０００３】この反応生成物が、接合界面に多量に生成
していると、接合界面に靭性の低い領域が連続的に存在
することになり、負荷に対して生じた反応生成物層内の
クラックはその中を優先的に伝播し、結果としてその継
手は容易に破断に至ってしまう。
【０００４】接合継手の破壊形態は、低靭性な反応生成
物層内で亀裂が発生、進展する確率と、延性の高い母材
中で亀裂進展する確率のバランスで決定される。つま
り、接合部の強度を上昇させるには、反応生成物層の形
成を抑制し、靭性の低い反応生成物層の生成量を抑制す
ることで、その反応生成物層内での破壊確率を下げれば
よい。反応生成物層内での破壊確率が接合母材中でのそ
れより低くなれば、破壊は接合界面ではなく接合母材中
で生じるようになる。つまり、このような継手は、反応
生成物層内で破壊しにくい高強度な継手となりうる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、この反
応生成物の生成形態と接合強度の相関が明確になってお
らず、高強度な継手強度は得られていないのが現状であ
る。したがって、本発明は、このような状況のもとでな
されたものであって、接合界面の反応生成物の生成形態
に着目し、鋼材とアルミニウム合金とからなる継手を製
作するに際し、高強度な接合構造体を提供することを目
的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の鋼材とアルミニ
ウム合金との接合構造体は、鋼からなる第１部材とアル
ミニウム合金からなる第２部材とを接合させた接合構造
体において、第１部材と第２部材との接合界面に生成す
る反応生成物層（金属間化合物層）の厚さを０．５μｍ
以下としたことを特徴としている。
【０００７】ここで、反応生成物とは、接合界面におい
て相互の接合部材原子の拡散反応によって生成するもの
であり、異種金属の組合わせの場合、母材より脆い金属
間化合物となるのが一般的である。また、その構成は多
結晶である場合が多く、その生成形態は、接合手法およ
び接合条件によって異なるが、拡散反応によって律速し
ているため、その反応温度および時間が長いほど生成量
が多くなる。この反応生成物層が過大に生成されると、
上述したように接合界面に靭性の低い領域が多量に存在
することになり、負荷に対して破壊する確率が上昇し、
結果としてその継手は容易に破断に至る。
【０００８】そこで、本発明における接合構造体は、図
１に示すように、このような接合界面に脆い反応生成物
層を形成するような鋼材１とアルミニウム合金２との接
合構造体において、その接合界面に生成する靭性の低い
反応生成物の生成を最小限に抑制し、この反応生成物層
３の厚さを０．５μｍ以下とすることにより、その層内
に生じる亀裂の発生確率（破壊確率）を低減し、この破
壊確率を接合母材であるアルミニウム合金内での破壊確
率以下とすることができ、その結果、接合界面から破壊
しない高強度な継手を得ることができる。
【０００９】このような接合界面を持った鋼材とアルミ
ニウム合金との接合構造体は、例えば、固相接合手法の
一種である摩擦圧接により作製することができる。摩擦
工程では、接合部材の表面が機械的に清浄化され、その
後のアップセット工程で接合界面に生成した反応生成物
を外部に排出すると共に両接合部材の圧接を完了する。
摩擦工程が不足すると接合面が十分清浄化せず、つまり
接合面の汚れや残存酸化物が過度に残存した状態とな
り、その後のアップセット工程で良好な密着が得られな
い。これに対し、摩擦工程が過多であると、接合面は十
分清浄化するものの、接合部材に与えられる入熱量が多
く、アップセット工程において反応生成物が過大に成長
してしまう。
【００１０】
【実施例】以下、実施例により本発明を具体的に説明す
る。
＜摩擦時間の検討＞本発明における接合界面を得るに
は、摩擦時に与える入力を最適に制御し、反応生成物層
の成長を最小限に抑える必要がある。そこで、表１に示
した化学成分の鋼材（材質ＪＩＳ Ｓ１０Ｃ）およびア
ルミニウム合金（材質：ＪＩＳ Ａ５０５２）を、図３
に示したような、外径１６ｍｍ、所定長さの鋼丸棒、お
よび外径１６ｍｍ、所定長さのアルミニウム合金丸棒に
調製して試験片とし、摩擦圧力２０ＭＰａ、回転数１２
００ｒｐｍの条件において、これらの試験片の摩擦工程
における摩擦時間と接合界面近傍の温度との相関を観測
した。その結果、図２に示すような温度分布が得られ
た。図２から明らかなように、摩擦時間が３秒程度で安
定した接合面近傍温度が示された。すなわち、鋼材とア
ルミニウム合金との摩擦圧接においては、３秒程度の摩
擦時間で接合面の清浄化が十分なされることがわかっ
た。さらに、この状態から摩擦圧力、摩擦時間等を上げ
て摩擦入熱を増加させると、反応生成物層は入熱量に応
じて成長し、継手強度が低下してしまうことがわかっ
た。したがって、この短時間の摩擦工程の後に圧接工程
を行うことにより、接合界面への入熱量が最小限に抑え
られ、反応生成物層の成長も最小に抑えられるため、高
い強度を有する継手が得られることがわかった。
【００１１】
【表１】
【００１２】＜試料１〜５の調製＞次に、摩擦圧力をそ
れぞれ１０，２０，３０，４０，５０ＭＰａに設定し、
回転数１２００ｒｐｍ、摩擦時間３秒、アップセット圧
力２５０ＭＰａ、アップセット時間６秒の条件におい
て、上記の鋼材丸棒とアルミニウム合金丸棒の試験片を
摩擦圧接し、試料１〜５の鋼材とアルミニウム合金との
接合構造体を得た。なお、鋼材丸棒とアルミニウム合金
丸棒との摩擦圧接は慣用方法であるブレーキ式により行
った。
【００１３】このようにして得られた鋼材とアルミニウ
ム合金との接合構造体は、図４に示すように、接合部の
断面において、強度の低いアルミニウム合金丸棒側が大
きく変形し、バリとして外部に排出されていた。
【００１４】＜継手強度評価＞上記の接合部のバリを切
削するとともに、接合構造の外周を切削して平滑とし、
図５に示すような外形１４ｍｍの試験片を調製した。さ
らに、接合界面の外周面に深さ１．４ｍｍのノッチを入
れ、応力集中率が２．０となるように設定した試験片も
調製した。このノッチ入りの試験片は、接合界面に対し
てより厳しい評価を行うためのものである。これらの試
験片に対して、それぞれを長手方向に引張ることにより
継手強度の評価を行った。
【００１５】この接合構造体の継手強度評価の結果は、
アルミニウム部材の母材強度に対する割合（％）として
図６に示した。摩擦圧力が１０ＭＰａである試料１で
は、接合面の清浄化が十分ではなく、接合部材同士が十
分に密着していないため継手強度が低かった。これに対
し、摩擦圧力が２０〜３０ＭＰａの試料２および３で
は、継手強度がアルミニウム部材の母材強度と同等であ
った。一方、摩擦圧力が３０ＭＰａを越えた試料では、
接合界面で反応生成物層の成長が進行するため、その程
度に応じて継手強度が低下していた。また、ノッチ入り
の試験片を用いた評価においても、試料２はアルミニウ
ム部材の母材強度と同等の継手強度を示した。
【００１６】＜界面構造評価＞また、上記で得られた試
料１〜５の接合構造体を、図７に示すように、接合面に
対して垂直方向に切断した後、最大粒径３μｍのダイア
モンド砥粒を有する研磨ディスクを用いて、切断面を機
械的に研磨した。次に、電子の透過性を得るために、酸
性溶液中で予備的に電解研磨した後、真空中でＡｒ原子
によりスパッタリングを行った。このような処理を施し
た試料をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により観察した。
得られた像の内試料２および試料５について、図８
（ａ）および図９（ａ）に示した。なお、各電子顕微鏡
写真の倍率は、それぞれ１５００００倍、２００００倍
であった。また、これらの像を模式化した図を図８
（ｂ）および図９（ｂ）に示した。
【００１７】図８に示した試料２においては、反応生成
物層３は接合界面に生成した反応生成物からなり、詳細
には、Ｆｅ／Ａｌを主体とする金属間化合物の結晶から
なっていた。その大きさは、幅１００ｎｍ、厚さ５０ｎ
ｍ程度であり、接合界面に沿って点在していた。また、
この接合界面においては、鋼材側に非常に薄い酸化物層
が存在する場合もあった。このように、接合界面におけ
る反応生成物の厚さが非常に薄い場合には、その中で亀
裂が進展する確率が小さいため、図６に示したようにア
ルミニウム合金部材と同等レベルの高強度な接合構造体
を形成し得ることがわかった。
【００１８】図９に示した試料５においては、符号４に
示す領域は代表的な反応生成物であり、厚さ２００ｎｍ
程度の結晶粒が接合界面に垂直に成長していた。また、
符号５に示すように非常に微細な結晶粒が点在した領域
も確認できた。これらの反応生成物の結晶は、隙間なく
接合界面において連続的に成長していた。これらの結晶
粒を総合した反応生成物層３の厚さは、粒子の大きさや
局所変動により０．８〜１．５μｍの間で変化してい
た。このような界面構造を持つ接合構造体では、破壊靭
性値の低い金属間化合物層内で亀裂が生じる確率が大き
く、一旦生じた亀裂は連続的に存在している金属間化合
物層内を優先的に伝播して破壊に至るため、接合構造体
の強度としては、図８で示した試料２の接合構造体より
低くなる。
【００１９】また、上記の試料１〜５について、鋼材と
アルミニウム合金との接合構造体における反応生成物層
の厚さと接合強度との相関を観測し、図１０に示した。
図１０から明らかなように、反応生成物層の厚さが薄く
なるほど継手強度は上昇し、平滑材の場合では反応生成
物層の厚さ０．５μｍ以下で、またノッチをつけた場合
では、応力集中による界面層内での破壊確率上昇のた
め、反応生成物層の厚さ０．２μｍ以下でアルミニウム
合金部材と同等の強度の継手が得られることがわかっ
た。
【００２０】したがって、鋼材とアルミニウム合金との
接合構造においては、接合界面に生成する靭性の低い反
応生成物層の厚さを０．５μｍ以下に、ノッチを入れた
試験片においては０．２μｍ以下に抑制することによっ
て、接合界面から破壊しない高強度な継手が得られるこ
とを示した。
【００２１】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、鋼
材とアルミニウム合金との接合構造体において、その接
合界面に生成する靭性の低い反応生成物の成長を抑制
し、この反応生成物層の厚さを０．５μｍ以下の非常に
薄い状態とすることで、その層内に生じる亀裂の発生確
率を低減し、高強度な鋼材とアルミニウム合金との接合
構造体を形成することが可能となる。Description: BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a direct joining structure between a steel material and an aluminum alloy. [0002] Generally, steel and aluminum alloy are liable to form very brittle intermetallic compounds in metallurgy. When ordinary fusion bonding is applied, both materials are mixed in a liquid state, so that a large amount of fragile reaction products (intermetallic compounds) are formed in the weld metal portion, and generally only low-strength joints are obtained. [0003] If a large amount of this reaction product is generated at the bonding interface, a region having low toughness will be continuously present at the bonding interface, and cracks in the reaction product layer caused by the load will occur. Propagates preferentially therethrough, and as a result, the joint easily breaks. [0004] The fracture mode of a joint is determined by the balance between the probability of crack generation and propagation in a low toughness reaction product layer and the probability of crack growth in a highly ductile base material. In other words, in order to increase the strength of the joint, the formation of the reaction product layer is suppressed and the amount of the reaction product layer having low toughness is suppressed, so that the probability of breakage in the reaction product layer is reduced. Just fine. If the probability of fracture in the reaction product layer is lower than in the joint matrix, the fracture will occur in the joint matrix rather than at the joint interface. That is, such a joint can be a high-strength joint that is not easily broken in the reaction product layer. [0005] However, the correlation between the form of the reaction product and the joining strength has not been clarified, and a high strength joint strength has not been obtained at present. Therefore, the present invention has been made under such a situation, and pays attention to the form of reaction product generation at the joining interface, and when manufacturing a joint made of a steel material and an aluminum alloy, has a high strength. It is an object to provide a joint structure. According to the present invention, there is provided a joint structure comprising a steel member and an aluminum alloy, wherein the joint member comprises a first member made of steel and a second member made of an aluminum alloy. The thickness of the reaction product layer (intermetallic compound layer) generated at the joint interface between the first member and the second member is 0.5 μm
It is characterized by the following. [0007] Here, the reaction product is generated by a diffusion reaction between atoms of a bonding member at a bonding interface, and in the case of a combination of different metals, it is generally an intermetallic compound which is more brittle than the base metal. It is a target. In addition, the structure is often polycrystalline, and the formation form varies depending on the bonding method and bonding conditions. However, since the rate is determined by the diffusion reaction, the longer the reaction temperature and time, the larger the amount of formation. When this reaction product layer is excessively formed,
As described above, a large amount of low toughness regions exist at the bonding interface, and the probability of breaking against a load increases,
As a result, the joint easily breaks. Therefore, as shown in FIG. 1, the joint structure of the present invention is a joint structure of a steel material 1 and an aluminum alloy 2 which forms a brittle reaction product layer at such a joint interface. By minimizing the generation of a reaction product with low toughness generated at the bonding interface and setting the thickness of the reaction product layer 3 to 0.5 μm or less, the probability of occurrence of cracks generated in the layer (destruction) Probability) can be reduced, and the fracture probability can be made equal to or less than the fracture probability in the aluminum alloy as the joining base material. As a result, a high-strength joint that does not break from the joining interface can be obtained. [0009] A joining structure of a steel material and an aluminum alloy having such a joining interface can be produced by, for example, friction welding, which is a kind of solid-phase joining technique. In the friction step, the surface of the joining member is mechanically cleaned, and the reaction product generated at the joining interface in the subsequent upset step is discharged to the outside, and the pressure welding of both joining members is completed.
If the friction step is insufficient, the joint surface is not sufficiently cleaned, that is, the joint surface is excessively left with dirt and residual oxides, and good adhesion cannot be obtained in the subsequent upset step. On the other hand, if the friction step is excessive, the joining surface is sufficiently cleaned, but the amount of heat input to the joining member is large, and the reaction product grows excessively in the upset step. Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to examples. <Study of Friction Time> In order to obtain the bonding interface in the present invention, it is necessary to optimally control the input given during friction and minimize the growth of the reaction product layer. Therefore, steel materials (material: JIS S10C) and aluminum alloys (material: JIS A5052) having the chemical components shown in Table 1 were used in FIG.
A steel round bar having an outer diameter of 16 mm and a predetermined length and an aluminum alloy round bar having an outer diameter of 16 mm and a predetermined length were prepared as test specimens as shown in the above section, and the friction pressure was 20 MPa and the rotation speed was 12
Under the condition of 00 rpm, the correlation between the friction time of these test pieces in the friction step and the temperature near the joint interface was observed. As a result, a temperature distribution as shown in FIG. 2 was obtained. As is clear from FIG. 2, the temperature near the joint surface was stable with a friction time of about 3 seconds. That is, it was found that in the friction welding of the steel material and the aluminum alloy, the cleaning of the joint surface was sufficiently performed with a friction time of about 3 seconds. Further, it was found that when the friction heat input was increased by increasing the friction pressure, the friction time, and the like from this state, the reaction product layer grew in accordance with the heat input, and the joint strength was reduced. Therefore, by performing the pressure welding step after the short-time friction step, the amount of heat input to the bonding interface is minimized, and the growth of the reaction product layer is also minimized, so that a joint having high strength is obtained. I knew it could be done. [Table 1] <Preparation of Samples 1 to 5> Next, the friction pressure was set to 10, 20, 30, 40, and 50 MPa, respectively.
Under the conditions of a rotational speed of 1200 rpm, a friction time of 3 seconds, an upset pressure of 250 MPa, and an upset time of 6 seconds, the test piece of the steel rod and the aluminum alloy rod was friction-welded, and the steels of Samples 1 to 5 and aluminum alloy Was obtained. The friction welding between the steel round bar and the aluminum alloy round bar was performed by a conventional brake method. As shown in FIG. 4, in the joint structure of the steel material and the aluminum alloy obtained in this manner, in the cross section of the joint, the aluminum alloy round bar having a low strength is largely deformed, and as a burr, externally. Had been discharged. <Evaluation of joint strength> In addition to cutting the burrs at the above-mentioned joints, the outer periphery of the joint structure was cut and smoothed.
A test piece having an outer diameter of 14 mm as shown in FIG. 5 was prepared. Further, a notch having a depth of 1.4 mm was formed in the outer peripheral surface of the bonding interface, and a test piece set so that the stress concentration rate was 2.0 was also prepared. This notched test piece is for performing a more rigorous evaluation on the bonding interface. These test pieces were evaluated for joint strength by pulling each of them in the longitudinal direction. The result of the joint strength evaluation of this joint structure is as follows.
FIG. 6 shows the ratio (%) to the base material strength of the aluminum member. In sample 1 having a friction pressure of 10 MPa, the joint surface was not sufficiently cleaned, and the joint members were not sufficiently adhered to each other, so that the joint strength was low. On the other hand, in samples 2 and 3 having a friction pressure of 20 to 30 MPa, the joint strength was equal to the base metal strength of the aluminum member. On the other hand, in a sample in which the friction pressure exceeds 30 MPa,
Since the growth of the reaction product layer progressed at the joint interface, the joint strength was reduced according to the degree of the growth. Also, in the evaluation using the notched test piece, Sample 2 showed a joint strength equivalent to the base metal strength of the aluminum member. <Evaluation of Interface Structure> Further, as shown in FIG. 7, the bonded structures of Samples 1 to 5 obtained above were cut in a direction perpendicular to the bonding surface, and then a diamond having a maximum grain size of 3 μm was obtained. The cut surface was mechanically polished using a polishing disk having abrasive grains. Next, in order to obtain electron permeability, after preliminary electropolishing in an acidic solution, sputtering was performed with Ar atoms in a vacuum. The sample subjected to such treatment was observed with a TEM (transmission electron microscope).
FIG. 8 shows samples 2 and 5 of the obtained images.
(A) and FIG. 9 (a). The magnification of each electron micrograph was 150,000 times and 20,000 times, respectively. FIG. 8 is a schematic diagram of these images.
(B) and FIG. 9 (b). In the sample 2 shown in FIG. 8, the reaction product layer 3 is composed of a reaction product generated at the bonding interface, and more specifically, is composed of crystals of an intermetallic compound mainly composed of Fe / Al. . The size is 100 nm in width and 50 n in thickness.
m and were scattered along the bonding interface. Also,
At this joint interface, a very thin oxide layer was sometimes present on the steel material side. As described above, when the thickness of the reaction product at the bonding interface is extremely small, the probability of crack propagation in the reaction interface is small. Therefore, as shown in FIG. It has been found that a bonded structure can be formed. In sample 5 shown in FIG. 9, a region indicated by reference numeral 4 is a typical reaction product, and has a thickness of 200 nm.
Some crystal grains grew perpendicular to the bonding interface. Also,
As shown by reference numeral 5, a region in which very fine crystal grains were scattered was also confirmed. Crystals of these reaction products grew continuously at the joint interface without any gaps. The thickness of the reaction product layer 3 combining these crystal grains varied between 0.8 and 1.5 μm due to the size of the grains and local fluctuations. In a bonded structure having such an interface structure, a crack is likely to occur in an intermetallic compound layer having a low fracture toughness value, and a crack once formed has a higher priority in a continuously existing intermetallic compound layer. 8, the strength of the bonded structure is lower than that of the bonded structure of the sample 2 shown in FIG. The correlation between the thickness of the reaction product layer and the bonding strength in the bonded structure of the steel material and the aluminum alloy for the above-mentioned samples 1 to 5 was observed, and is shown in FIG.
As is clear from FIG. 10, the joint strength increases as the thickness of the reaction product layer decreases, and in the case of a smooth material, the thickness of the reaction product layer is 0.5 μm or less, and when notched, It has been found that a joint having the same strength as an aluminum alloy member can be obtained when the thickness of the reaction product layer is 0.2 μm or less due to an increase in the probability of fracture in the interface layer due to stress concentration. Therefore, in the joint structure between the steel material and the aluminum alloy, the thickness of the reaction product layer having low toughness generated at the joint interface is 0.5 μm or less, and the thickness of the notched test piece is 0.2 μm or less. Thus, it was shown that by controlling the joint strength, a high-strength joint that does not break from the joint interface can be obtained. As described above, according to the present invention, in a joint structure of a steel material and an aluminum alloy, the growth of a reaction product with low toughness generated at the joint interface is suppressed. By reducing the thickness of the product layer to a very thin state of 0.5 μm or less, the probability of cracks occurring in the layer is reduced, and a joint structure between a high-strength steel material and an aluminum alloy is formed. Becomes possible.
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の鋼材とアルミニウム合金との接合構
造体を模式的に示した断面図である。
【図２】 鋼材とアルミニウム合金との摩擦工程におけ
る摩擦時間と接合界面近傍の温度との相関を示した線図
である。
【図３】 鋼材とアルミニウム合金との接合構造体を作
製する丸棒を示した断面図である。
【図４】 鋼材とアルミニウム合金との接合構造体の一
実施形態を示す断面図である。
【図５】 鋼材とアルミニウム合金との接合構造体の接
合強度を評価する試験片を示す断面図である。
【図６】 鋼材とアルミニウム合金との接合構造体の製
造における摩擦圧力と継手効率との相関を示した線図で
ある。
【図７】 鋼材とアルミニウム合金との接合構造体の界
面構造を評価する試験片を示す断面図である。
【図８】 本発明の鋼材とアルミニウム合金との接合構
造体の接合界面を示した電子顕微鏡写真（ａ）およびこ
れを模式的に示した図（ｂ）である。
【図９】 従来の鋼材とアルミニウム合金との接合構造
体の接合界面を示した電子顕微鏡写真（ａ）およびこれ
を模式的に示した図（ｂ）である。
【図１０】 鋼材とアルミニウム合金との接合構造体に
おける反応生成物層の厚さと継手効率との相関を示した
線図である。
【符号の説明】
１…鋼材、２…アルミニウム合金、３…反応生成物層。BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a joint structure of a steel material and an aluminum alloy according to the present invention. FIG. 2 is a diagram showing a correlation between a friction time in a friction step between a steel material and an aluminum alloy and a temperature near a bonding interface. FIG. 3 is a cross-sectional view showing a round bar for producing a joint structure of a steel material and an aluminum alloy. FIG. 4 is a cross-sectional view showing one embodiment of a joint structure of a steel material and an aluminum alloy. FIG. 5 is a cross-sectional view showing a test piece for evaluating a joining strength of a joining structure of a steel material and an aluminum alloy. FIG. 6 is a diagram showing a correlation between friction pressure and joint efficiency in the production of a joint structure of a steel material and an aluminum alloy. FIG. 7 is a cross-sectional view showing a test piece for evaluating an interface structure of a joint structure between a steel material and an aluminum alloy. 8A and 8B are an electron micrograph (a) showing a bonding interface of a bonding structure of a steel material and an aluminum alloy of the present invention, and a diagram (b) schematically showing the same. 9A and 9B are an electron micrograph (a) showing a bonding interface of a bonding structure of a conventional steel material and an aluminum alloy, and a diagram (b) schematically showing the same. FIG. 10 is a diagram showing a correlation between a thickness of a reaction product layer and a joint efficiency in a joined structure of a steel material and an aluminum alloy. [Description of Signs] 1 ... steel material, 2 ... aluminum alloy, 3 ... reaction product layer.
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フロントページの続き
(72)発明者 池内 建二
京都府京都市左京区嵯峨広沢南野町73−１
(72)発明者 高橋 誠
大阪府豊中市待兼山町１−12
Ｆターム(参考） 4E067 AA05 AA13 BG00 DC07
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Continuation of front page
(72) Inventor Kenji Ikeuchi
73-1 Minamicho, Sagahirosawa, Sakyo-ku, Kyoto-shi, Kyoto
(72) Inventor Makoto Takahashi
1-12 Machikaneyamacho, Toyonaka-shi, Osaka
F term (reference) 4E067 AA05 AA13 BG00 DC07