JPH05287462A - トランス鉄心用超微細結晶合金及びその製造方法 - Google Patents
トランス鉄心用超微細結晶合金及びその製造方法Info
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- JPH05287462A JPH05287462A JP4088863A JP8886392A JPH05287462A JP H05287462 A JPH05287462 A JP H05287462A JP 4088863 A JP4088863 A JP 4088863A JP 8886392 A JP8886392 A JP 8886392A JP H05287462 A JPH05287462 A JP H05287462A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 化学式：Fe100-a-b-c Zr aＢ b Cu c で表さ
れ、かつこのａ，ｂ及びがａ：２〜６原子％、ｂ：４〜
16原子％及びｃ：0.1 〜３原子％を満足する組成になる
トランス鉄心用超微細結晶合金 【効果】 比較的飽和磁束密度が高く、低磁歪で経時変
化も小さく、商用周波数程度の低周波領域でアモルファ
ス合金よりも明らかに低鉄損であり、低周波用トランス
材として優れている。
れ、かつこのａ，ｂ及びがａ：２〜６原子％、ｂ：４〜
16原子％及びｃ：0.1 〜３原子％を満足する組成になる
トランス鉄心用超微細結晶合金 【効果】 比較的飽和磁束密度が高く、低磁歪で経時変
化も小さく、商用周波数程度の低周波領域でアモルファ
ス合金よりも明らかに低鉄損であり、低周波用トランス
材として優れている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、トランス鉄心用超微
細結晶合金及びその製造方法に関し、特に50Hzといった
商用周波数を使用条件とするトランス用の鉄心として、
顕著な鉄損特性を有するFe基の超微細結晶合金をその有
利な製造方法とともに提案しようとするものである。
細結晶合金及びその製造方法に関し、特に50Hzといった
商用周波数を使用条件とするトランス用の鉄心として、
顕著な鉄損特性を有するFe基の超微細結晶合金をその有
利な製造方法とともに提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、商用周波数で使用されるトラ
ンス鉄心用材料には、高飽和磁束密度で比較的鉄損の小
さい、けい素鋼板があった。しかしながら、このけい素
鋼板は、技術的進歩により鉄損値が次第に低くなってき
たとはいえ、省エネルギーの要請からより鉄損特性の優
れた材料が求められている近年では、鉄損特性が十分に
満足のいくものとは言えず、加えてトランスの発熱等の
点でも不利があった。
ンス鉄心用材料には、高飽和磁束密度で比較的鉄損の小
さい、けい素鋼板があった。しかしながら、このけい素
鋼板は、技術的進歩により鉄損値が次第に低くなってき
たとはいえ、省エネルギーの要請からより鉄損特性の優
れた材料が求められている近年では、鉄損特性が十分に
満足のいくものとは言えず、加えてトランスの発熱等の
点でも不利があった。
【０００３】そこで特開昭62-188748 号公報等に記載さ
れているような、単ロール法により製造されるFe基アモ
ルファス合金薄帯について研究開発が進められた結果、
商用周波数にてけい素鋼板の約1/3 という低鉄損値を示
すものも得られ、一部実用化が始まっている。しかしこ
のFe基アモルファス合金は、鉄損は低いものの磁歪が著
しく大きく、しかも振動や変形による磁気特性の劣化等
の問題もあった。
れているような、単ロール法により製造されるFe基アモ
ルファス合金薄帯について研究開発が進められた結果、
商用周波数にてけい素鋼板の約1/3 という低鉄損値を示
すものも得られ、一部実用化が始まっている。しかしこ
のFe基アモルファス合金は、鉄損は低いものの磁歪が著
しく大きく、しかも振動や変形による磁気特性の劣化等
の問題もあった。
【０００４】ここに近年、適当な組成のアモルファス合
金に熱処理を施し、超微細結晶を析出させることによっ
て、上記アモルファス合金の問題点である磁歪及び経時
変化が抑制されるばかりでなく、高周波数領域において
はアモルファス合金に比べても鉄損が著しく低減しかつ
商用周波数である低周波領域においてもアモルファス合
金と同等の低い鉄損値を示すことがわかってきた。この
ような例としては特開昭63-302504 号公報等に記載され
ている材料がある。
金に熱処理を施し、超微細結晶を析出させることによっ
て、上記アモルファス合金の問題点である磁歪及び経時
変化が抑制されるばかりでなく、高周波数領域において
はアモルファス合金に比べても鉄損が著しく低減しかつ
商用周波数である低周波領域においてもアモルファス合
金と同等の低い鉄損値を示すことがわかってきた。この
ような例としては特開昭63-302504 号公報等に記載され
ている材料がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上掲特開昭63-302504
号公報に記載されたような従来の超微細結晶材料は、特
に高周波における磁気特性の改善を目指したものであ
り、したがって商用周波数領域における鉄損値は、現状
ではアモルファス合金の鉄損値と大差がない。そこで、
成分系、製造条件等を工夫することによって商用周波数
領域においてさらに良好な軟磁気特性が得られる可能性
が残されている。この発明の目的は、比較的飽和磁束密
度が高く、低磁歪で経時変化も小さい超微細結晶材料に
おいて、特に商用周波数で明らかにアモルファス合金よ
りも低鉄損を示すトランス用合金薄帯を新たに提案する
ことにある。
号公報に記載されたような従来の超微細結晶材料は、特
に高周波における磁気特性の改善を目指したものであ
り、したがって商用周波数領域における鉄損値は、現状
ではアモルファス合金の鉄損値と大差がない。そこで、
成分系、製造条件等を工夫することによって商用周波数
領域においてさらに良好な軟磁気特性が得られる可能性
が残されている。この発明の目的は、比較的飽和磁束密
度が高く、低磁歪で経時変化も小さい超微細結晶材料に
おいて、特に商用周波数で明らかにアモルファス合金よ
りも低鉄損を示すトランス用合金薄帯を新たに提案する
ことにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】この発明は、化学式：Fe
100-a-b-c Zr aＢ bCu cで表され、かつこのａ，ｂ及び
ｃがａ：２〜６原子％、ｂ：４〜16原子％及びｃ：0.1
〜３原子％を満足する組成になるトランス鉄心用超微細
結晶合金である。この超微細結晶合金は、特に商用周波
数50Hzにて磁束密度1.3 Ｔにおける鉄損値が0.1 W/kg以
下であるものが有利である。
100-a-b-c Zr aＢ bCu cで表され、かつこのａ，ｂ及び
ｃがａ：２〜６原子％、ｂ：４〜16原子％及びｃ：0.1
〜３原子％を満足する組成になるトランス鉄心用超微細
結晶合金である。この超微細結晶合金は、特に商用周波
数50Hzにて磁束密度1.3 Ｔにおける鉄損値が0.1 W/kg以
下であるものが有利である。
【０００７】またこの発明の超微細結晶合金の製造方法
は、化学式：Fe100-a-b-c Zr aＢ bCu cで表され、かつ
このａ，ｂ及びｃがａ：２〜６原子％、ｂ：４〜16原子
％及びｃ：0.1 〜３原子％を満足する組成に調製した溶
融金属を、急冷凝固させてアモルファス合金薄帯を作製
し、次いでこのアモルファス合金薄帯を焼鈍することに
より微細結晶粒を析出させることを特徴とするものであ
る。
は、化学式：Fe100-a-b-c Zr aＢ bCu cで表され、かつ
このａ，ｂ及びｃがａ：２〜６原子％、ｂ：４〜16原子
％及びｃ：0.1 〜３原子％を満足する組成に調製した溶
融金属を、急冷凝固させてアモルファス合金薄帯を作製
し、次いでこのアモルファス合金薄帯を焼鈍することに
より微細結晶粒を析出させることを特徴とするものであ
る。
【０００８】ここに、 溶融金属の調製時に使用する溶融金属の保持容器は、
1200℃以上における酸素との親和力がZrと酸素との親和
力以上の元素の酸化物系耐火物または複合酸化物からな
ること、 焼鈍温度がα−Feの結晶粒のみを析出させる温度であ
ること、 溶融金属の調製工程、アモルファス合金薄帯の作製工
程及びアモルファス合金薄帯の焼鈍工程を、真空又は不
活性ガス雰囲気にて行うこと、が有利に適合する。
1200℃以上における酸素との親和力がZrと酸素との親和
力以上の元素の酸化物系耐火物または複合酸化物からな
ること、 焼鈍温度がα−Feの結晶粒のみを析出させる温度であ
ること、 溶融金属の調製工程、アモルファス合金薄帯の作製工
程及びアモルファス合金薄帯の焼鈍工程を、真空又は不
活性ガス雰囲気にて行うこと、が有利に適合する。
【０００９】
【作用】この発明に従い超微細結晶合金の成分組成範囲
を上記のとおりに限定することにより、粒径が20nm程度
の超微細な結晶の合金が得られ、これによって、比較的
飽和磁束密度が大きく、低磁歪で経時変化も小さく、さ
らに商用周波数50Hzにおいて磁束密度1.3 Ｔでアモルフ
ァス合金よりも低い0.1 W/kg以下という低鉄損値が得ら
れる。
を上記のとおりに限定することにより、粒径が20nm程度
の超微細な結晶の合金が得られ、これによって、比較的
飽和磁束密度が大きく、低磁歪で経時変化も小さく、さ
らに商用周波数50Hzにおいて磁束密度1.3 Ｔでアモルフ
ァス合金よりも低い0.1 W/kg以下という低鉄損値が得ら
れる。
【００１０】この発明において、Cuは必須の成分であ
り、その含有量ｃは0.1 〜３原子％の範囲である。Cu量
が0.1 原子％より少ないとCu添加による鉄損効果がほと
んどなく、一方３原子％より多いと、薄帯作製時に合金
が既にぜい化し易くなる不利がある。特に好ましいCu含
有量は、0.5 〜２原子％であり、この範囲で特に低鉄損
の合金が得られる。
り、その含有量ｃは0.1 〜３原子％の範囲である。Cu量
が0.1 原子％より少ないとCu添加による鉄損効果がほと
んどなく、一方３原子％より多いと、薄帯作製時に合金
が既にぜい化し易くなる不利がある。特に好ましいCu含
有量は、0.5 〜２原子％であり、この範囲で特に低鉄損
の合金が得られる。
【００１１】またZrは、Cuとの複合添加により析出する
結晶粒を微細化する作用を有する。Zrの含有量ａは、２
〜６原子％に限定される。Zr量が２原子％未満では十分
な鉄損低減効果がなく、一方６原子％を超えると飽和磁
束密度が低下し、商用周波数用トランス材料として適さ
なくなる。より好ましいZr含有量は、３〜６原子％であ
る。
結晶粒を微細化する作用を有する。Zrの含有量ａは、２
〜６原子％に限定される。Zr量が２原子％未満では十分
な鉄損低減効果がなく、一方６原子％を超えると飽和磁
束密度が低下し、商用周波数用トランス材料として適さ
なくなる。より好ましいZr含有量は、３〜６原子％であ
る。
【００１２】またＢは、薄帯作製時にアモルファス合金
を形成し易くし、焼鈍時には結晶粒を微細化するのに有
用な成分である。Ｂの含有量ｂは、４〜16原子％に限定
される。この範囲を外れると、アモルファス合金を形成
し難くなり、好ましくない。より好ましいＢ含有量は、
６〜10原子％である。
を形成し易くし、焼鈍時には結晶粒を微細化するのに有
用な成分である。Ｂの含有量ｂは、４〜16原子％に限定
される。この範囲を外れると、アモルファス合金を形成
し難くなり、好ましくない。より好ましいＢ含有量は、
６〜10原子％である。
【００１３】この発明の合金は、前記組成のアモルファ
ス合金を単ロール法等の液体急冷法により得る工程と、
これを加熱・焼鈍し、超微細な結晶粒を形成する熱処理
工程とによって得られる。かかる熱処理によって形成さ
れる結晶粒は主にα−Fe固溶体からなり、粒径が50nm以
下の超微細な結晶粒がほぼ均一に分布しているものであ
って、これが優れた軟磁性を示すのである。特に優れた
軟磁性を示す合金の場合は、その結晶粒径が20nm程度の
場合が多いことから、好適な結晶粒径は、20nm±10nm程
度である。また、結晶粒はα−Fe固溶体である。合金の
組織は、超微細結晶粒以外の部分は主にアモルファスで
あり、組織内における超微細結晶粒の割合は、60〜100
％程度が好ましい。
ス合金を単ロール法等の液体急冷法により得る工程と、
これを加熱・焼鈍し、超微細な結晶粒を形成する熱処理
工程とによって得られる。かかる熱処理によって形成さ
れる結晶粒は主にα−Fe固溶体からなり、粒径が50nm以
下の超微細な結晶粒がほぼ均一に分布しているものであ
って、これが優れた軟磁性を示すのである。特に優れた
軟磁性を示す合金の場合は、その結晶粒径が20nm程度の
場合が多いことから、好適な結晶粒径は、20nm±10nm程
度である。また、結晶粒はα−Fe固溶体である。合金の
組織は、超微細結晶粒以外の部分は主にアモルファスで
あり、組織内における超微細結晶粒の割合は、60〜100
％程度が好ましい。
【００１４】また、この発明の超微細結晶合金を製造す
るに際して、特に鉄損値の低い合金試料を製造するため
には次の〜の条件を満足させることが好ましい。 合金溶解時の溶湯保持容器に、1200℃以上における酸
素との親和力がZrと酸素との親和力以上の元素の酸化物
系耐火物または複合酸化物を用いること。 焼鈍をα−Fe相のみが析出する温度に設定して行うこ
と。 溶解、薄帯作製及び焼鈍を、真空または不活性ガス雰
囲気にて行うこと。
るに際して、特に鉄損値の低い合金試料を製造するため
には次の〜の条件を満足させることが好ましい。 合金溶解時の溶湯保持容器に、1200℃以上における酸
素との親和力がZrと酸素との親和力以上の元素の酸化物
系耐火物または複合酸化物を用いること。 焼鈍をα−Fe相のみが析出する温度に設定して行うこ
と。 溶解、薄帯作製及び焼鈍を、真空または不活性ガス雰
囲気にて行うこと。
【００１５】及びは、合金成分中で、酸素との親和
力が特に強いZrの酸化防止が目的である。本合金の融点
である1200℃以上で合金中のZrが酸化されることにより
生じる非金属介在物の存在は、軟磁気特性を著しく劣化
させる。ここに上記耐火物としては、MgO 、CaO 又はZr
O2等があり、またこれらの２種以上を用いてもよい。さ
らにこれらの耐火物は、不純物成分を極力抑制した、高
純度のものであることが望ましい。
力が特に強いZrの酸化防止が目的である。本合金の融点
である1200℃以上で合金中のZrが酸化されることにより
生じる非金属介在物の存在は、軟磁気特性を著しく劣化
させる。ここに上記耐火物としては、MgO 、CaO 又はZr
O2等があり、またこれらの２種以上を用いてもよい。さ
らにこれらの耐火物は、不純物成分を極力抑制した、高
純度のものであることが望ましい。
【００１６】また、真空雰囲気としては、具体的には、
10-3torr以下の減圧雰囲気が、不活性ガス雰囲気として
は、Ar、He、N2等又はそれらの混合ガスの雰囲気が好ま
しい。
10-3torr以下の減圧雰囲気が、不活性ガス雰囲気として
は、Ar、He、N2等又はそれらの混合ガスの雰囲気が好ま
しい。
【００１７】の理由は、α−Fe相のみが超微細結晶を
形成し得る相であるからである。焼鈍をα−Fe相のみが
析出する温度に設定することで、この発明で最適の結晶
組織が得られる。なお、この発明の合金試料におけるア
モルファス相からの結晶化温度のうち、α−Fe相の結晶
化温度が最も低い。したがってこの相のみを結晶化させ
る焼鈍温度を設定することは極めて容易である。この焼
鈍温度は、成分組成にもよるが、480 〜530 ℃程度であ
り、また焼鈍時間は、１〜３hr程度である。焼鈍温度
が、α−Fe相のみが析出する温度よりも高いと、粗大な
Fe基化合物の結晶粒が析出してしまい、磁気特性が劣化
するうれいがある。
形成し得る相であるからである。焼鈍をα−Fe相のみが
析出する温度に設定することで、この発明で最適の結晶
組織が得られる。なお、この発明の合金試料におけるア
モルファス相からの結晶化温度のうち、α−Fe相の結晶
化温度が最も低い。したがってこの相のみを結晶化させ
る焼鈍温度を設定することは極めて容易である。この焼
鈍温度は、成分組成にもよるが、480 〜530 ℃程度であ
り、また焼鈍時間は、１〜３hr程度である。焼鈍温度
が、α−Fe相のみが析出する温度よりも高いと、粗大な
Fe基化合物の結晶粒が析出してしまい、磁気特性が劣化
するうれいがある。
【００１８】
【実施例】表１に示す組成範囲になる種々の母合金を作
製し、これらをそれぞれAr雰囲気で純度98％のMgO 耐火
物のるつぼにて溶解し、次いでAr雰囲気中で単ロール法
にて急冷凝固させて、幅10mm、厚み20μm のアモルファ
ス合金薄帯を作製した。これらのアモルファス薄帯を１
×10-5Torr真空中、400 〜600 ℃の範囲の種々の温度に
て１時間焼鈍した。
製し、これらをそれぞれAr雰囲気で純度98％のMgO 耐火
物のるつぼにて溶解し、次いでAr雰囲気中で単ロール法
にて急冷凝固させて、幅10mm、厚み20μm のアモルファ
ス合金薄帯を作製した。これらのアモルファス薄帯を１
×10-5Torr真空中、400 〜600 ℃の範囲の種々の温度に
て１時間焼鈍した。
【００１９】
【表１】合金成分組成：Fe100-a-b-c Zr aＢ bCu c ここにａ：０〜10原子％ ｂ：０〜20原子％ ｃ：０〜５原子％
【００２０】焼鈍後の各試料について、周波数50Hz、磁
束密度1.3 Ｔにおける鉄損値を測定した。各々の組成に
おいて最低鉄損値を示した試料を作製した際の焼鈍温度
を、その組成における最適焼鈍温度とした。それぞれの
組成の最適焼鈍温度における鉄損値と成分元素の含有量
との関係を図１に示す。これによるとZrの含有量は、４
〜６原子％で最も低い鉄損値を得ることがわかる。Ｂの
含有量、Cuの含有量についてもそれぞれ図２、図３に示
すように、それぞれ７〜９原子％、0.5 〜２原子％が最
適であることがわかった。また、溶湯保持容器にアグネ
シア材を用いた場合は、アルミナ材を用いた場合の約70
％という低い鉄損値(0.07W/kg)を示した。
束密度1.3 Ｔにおける鉄損値を測定した。各々の組成に
おいて最低鉄損値を示した試料を作製した際の焼鈍温度
を、その組成における最適焼鈍温度とした。それぞれの
組成の最適焼鈍温度における鉄損値と成分元素の含有量
との関係を図１に示す。これによるとZrの含有量は、４
〜６原子％で最も低い鉄損値を得ることがわかる。Ｂの
含有量、Cuの含有量についてもそれぞれ図２、図３に示
すように、それぞれ７〜９原子％、0.5 〜２原子％が最
適であることがわかった。また、溶湯保持容器にアグネ
シア材を用いた場合は、アルミナ材を用いた場合の約70
％という低い鉄損値(0.07W/kg)を示した。
【００２１】図４に示差熱分析における結晶化による発
熱の様子を示し、図５には焼鈍温度と鉄損値との関係を
示す。図４において、示差熱分析における複数の発熱ピ
ークのうち、最も低温側のピークはα−Feの結晶化温度
ＴX1に対応し、それより高温側のピークは、Fe基化合物
の結晶化温度ＴX2に対応する。図５から明らかなよう
に、焼鈍温度を、α−Feの結晶化温度ＴX1よりやや高め
で、Fe基化合物の結晶化温度ＴX2より明らかに低い温度
に設定することにより、最も低い鉄損値を示す。なお図
５に示した成分組成において、ＴX1：480 ℃であり、ま
たＴX2：570 ℃であった。
熱の様子を示し、図５には焼鈍温度と鉄損値との関係を
示す。図４において、示差熱分析における複数の発熱ピ
ークのうち、最も低温側のピークはα−Feの結晶化温度
ＴX1に対応し、それより高温側のピークは、Fe基化合物
の結晶化温度ＴX2に対応する。図５から明らかなよう
に、焼鈍温度を、α−Feの結晶化温度ＴX1よりやや高め
で、Fe基化合物の結晶化温度ＴX2より明らかに低い温度
に設定することにより、最も低い鉄損値を示す。なお図
５に示した成分組成において、ＴX1：480 ℃であり、ま
たＴX2：570 ℃であった。
【００２２】最も低い鉄損値が得られた組成、焼鈍温度
による試料の、周波数：50Hz、磁束密度：1.3 Ｔにおけ
る鉄損値は、0.07W/kgとなった。この値は、代表的なア
モルファス合金の鉄損値の約70％という優れた値であ
る。
による試料の、周波数：50Hz、磁束密度：1.3 Ｔにおけ
る鉄損値は、0.07W/kgとなった。この値は、代表的なア
モルファス合金の鉄損値の約70％という優れた値であ
る。
【００２３】
【発明の効果】この発明の合金は、比較的飽和磁束密度
が高く、低磁歪で経時変化も小さく、低周波領域でアモ
ルファス合金よりも明らかに低鉄損であり、低周波用ト
ランス材として優れている。
が高く、低磁歪で経時変化も小さく、低周波領域でアモ
ルファス合金よりも明らかに低鉄損であり、低周波用ト
ランス材として優れている。
【図１】図１は、鉄損値に及ぼすZr量の影響を示すグラ
フである。
フである。
【図２】図２は、鉄損値に及ぼすＢ量の影響を示すグラ
フである。
フである。
【図３】図３は、鉄損値に及ぼすCu量の影響を示すグラ
フである。
フである。
【図４】図４は、アモルファス合金の示差熱分析による
結晶化を示すグラフである。
結晶化を示すグラフである。
【図５】図５は、鉄損値に及ぼす結晶化温度の影響を示
すグラフである。
すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 45/02 Ａ Ｈ０１Ｆ 1/153
Claims (6)
- 【請求項１】 化学式：Fe100-a-b-c Zr aＢ bCu cで表
され、かつこのａ，ｂ及びｃが ａ：２〜６原子％、 ｂ：４〜16原子％及び ｃ：0.1 〜３原子％ を満足する組成になるトランス鉄心用超微細結晶合金。 - 【請求項２】 商用周波数50Hzにて磁束密度1.3 Ｔにお
ける鉄損値が0.1 W/kg以下である請求項１記載のトラン
ス鉄心用超微細結晶合金。 - 【請求項３】 化学式：Fe100-a-b-c Zr aＢ bCu c で表され、かつこのａ，ｂ及びｃが ａ：２〜６原子％、 ｂ：４〜16原子％及び ｃ：0.1 〜３原子％ を満足する組成に調製した溶融金属を、急冷凝固させて
アモルファス合金薄帯を作製し、次いでこのアモルファ
ス合金薄帯を焼鈍することにより微細結晶粒を析出させ
ることを特徴とするトランス鉄心用超微細結晶合金の製
造方法。 - 【請求項４】 溶融金属の調製時に使用する溶融金属の
保持容器は、1200℃以上における酸素との親和力がZrと
酸素との親和力以上の元素の酸化物系耐火物または複合
酸化物からなる請求項３記載のトランス鉄心用超微細結
晶合金の製造方法。 - 【請求項５】 焼鈍温度がα−Feの結晶粒のみを析出さ
せる温度である請求項３記載のトランス鉄心用超微細結
晶合金の製造方法。 - 【請求項６】 溶融金属の調製工程、アモルファス合金
薄帯の作製工程及びアモルファス合金薄帯の焼鈍工程
を、真空又は不活性ガス雰囲気にて行う請求項３又は４
記載のトランス鉄心用超微細結晶合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4088863A JPH05287462A (ja) | 1992-04-09 | 1992-04-09 | トランス鉄心用超微細結晶合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4088863A JPH05287462A (ja) | 1992-04-09 | 1992-04-09 | トランス鉄心用超微細結晶合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05287462A true JPH05287462A (ja) | 1993-11-02 |
Family
ID=13954844
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4088863A Pending JPH05287462A (ja) | 1992-04-09 | 1992-04-09 | トランス鉄心用超微細結晶合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05287462A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100244603A1 (en) * | 2009-03-31 | 2010-09-30 | General Electric Company | Electric machine |
-
1992
- 1992-04-09 JP JP4088863A patent/JPH05287462A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100244603A1 (en) * | 2009-03-31 | 2010-09-30 | General Electric Company | Electric machine |
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