JPH0668145B2 - Ｎｉ−Ｆｅ合金薄帯およびその製造方法 - Google Patents
Ｎｉ−Ｆｅ合金薄帯およびその製造方法Info
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- JPH0668145B2 JPH0668145B2 JP2050687A JP2050687A JPH0668145B2 JP H0668145 B2 JPH0668145 B2 JP H0668145B2 JP 2050687 A JP2050687 A JP 2050687A JP 2050687 A JP2050687 A JP 2050687A JP H0668145 B2 JPH0668145 B2 JP H0668145B2
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- rolling
- annealing
- reduction
- alloy ribbon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1205—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
- C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、軟磁性合金であるNi−Fe合金薄帯およびそ
の製造方法に関し、とくに角形比を損うことなしに初透
磁率の有利な改善を図ろうとするものである。
の製造方法に関し、とくに角形比を損うことなしに初透
磁率の有利な改善を図ろうとするものである。
（従来の技術） Ni含有量が35〜90wt％（以下単に％で示す）のNi−Fe系
合金は、通常パーマロイと称され、面心立方格子の固溶
体構造を呈し、高い透磁率を有する特長をそなえてい
る。この中でとくにNi量が35〜60％の範囲のものは、磁
気異方性定数K1が正となるので、けい素鋼と同じく＜00
1＞軸方向が磁化容易方向となり、従って結晶粒の＜001
＞軸方向を揃えれば、その方向の磁気特性は向上する。
合金は、通常パーマロイと称され、面心立方格子の固溶
体構造を呈し、高い透磁率を有する特長をそなえてい
る。この中でとくにNi量が35〜60％の範囲のものは、磁
気異方性定数K1が正となるので、けい素鋼と同じく＜00
1＞軸方向が磁化容易方向となり、従って結晶粒の＜001
＞軸方向を揃えれば、その方向の磁気特性は向上する。
また、面心立方晶金属では圧延により｛001｝＜211＞，
｛211｝＜111＞方位等の加工集合組織となるが、その後
焼鈍を施すことによって｛100｝＜001＞方位の集合組織
を得ることができる。
｛211｝＜111＞方位等の加工集合組織となるが、その後
焼鈍を施すことによって｛100｝＜001＞方位の集合組織
を得ることができる。
かかるNi−Fe系合金特にNi量が45〜55％の合金（JISパ
ーマロイPE）では、圧下率95％程度以上の強冷間圧延を
施した後、1000℃以上の温度で焼鈍を施すと｛100｝＜0
01＞の１次再結晶集合組織が生じ、圧延方向およびその
直角方向で角形性の極めて良好なヒステリシスループを
呈することが知られている。そしてこの合金は、環状巻
磁心あるいはＵ形、Ｅ形に打抜いて積み重ねた積層鉄心
として、磁気増幅器、磁気移相器およびパルストランス
などに使用されている。
ーマロイPE）では、圧下率95％程度以上の強冷間圧延を
施した後、1000℃以上の温度で焼鈍を施すと｛100｝＜0
01＞の１次再結晶集合組織が生じ、圧延方向およびその
直角方向で角形性の極めて良好なヒステリシスループを
呈することが知られている。そしてこの合金は、環状巻
磁心あるいはＵ形、Ｅ形に打抜いて積み重ねた積層鉄心
として、磁気増幅器、磁気移相器およびパルストランス
などに使用されている。
（発明が解決しようとする問題点） 上述したようにNi−Fe系合金において、｛100｝＜001＞
方位の集合組織を得て、角形比の大きいヒステリシスル
ープを持つ材料を得るには、中間焼鈍後、圧下率90％以
上好適には95％以上の強冷延を施したのち、仕上げ焼鈍
を行なう必要があった。しかしながらかくして得られた
材料はヒステリシスループの角形性には優れているもの
の、他のパーマロイに比べて初透磁率μ４（以後初透磁
率の定義として0.4A/mの磁化力での比透磁率を用い、μ
４と記す）が500〜1000程度の低い値しか得られないと
ころに問題を残していた。これは｛100｝＜001＞組織を
有しているものの、１次再結晶であるため、平均結晶粒
径が数μｍ以下と極めて小さいからである。したがって
｛100｝＜001＞組織を有しつつ、結晶粒径が数mm程度に
粗大化すれば初透磁率をも高めることができるのであ
る。
方位の集合組織を得て、角形比の大きいヒステリシスル
ープを持つ材料を得るには、中間焼鈍後、圧下率90％以
上好適には95％以上の強冷延を施したのち、仕上げ焼鈍
を行なう必要があった。しかしながらかくして得られた
材料はヒステリシスループの角形性には優れているもの
の、他のパーマロイに比べて初透磁率μ４（以後初透磁
率の定義として0.4A/mの磁化力での比透磁率を用い、μ
４と記す）が500〜1000程度の低い値しか得られないと
ころに問題を残していた。これは｛100｝＜001＞組織を
有しているものの、１次再結晶であるため、平均結晶粒
径が数μｍ以下と極めて小さいからである。したがって
｛100｝＜001＞組織を有しつつ、結晶粒径が数mm程度に
粗大化すれば初透磁率をも高めることができるのであ
る。
とはいえ初透磁率を高めるべく、焼鈍条件を変えて結晶
粒を粗大化させると、μ４は10000程度と大きくなるも
のの、今度は｛100｝＜001＞の集合組織が得られず、ヒ
ステリシスループの角形性は著しく劣化するという問題
が生じていた。
粒を粗大化させると、μ４は10000程度と大きくなるも
のの、今度は｛100｝＜001＞の集合組織が得られず、ヒ
ステリシスループの角形性は著しく劣化するという問題
が生じていた。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、角形
性の劣化をほとんど招くことなしに初透磁率を効果的に
高めたNi−Fe合金薄帯を、その有利な製造方法と共に提
案することを目的とする。
性の劣化をほとんど招くことなしに初透磁率を効果的に
高めたNi−Fe合金薄帯を、その有利な製造方法と共に提
案することを目的とする。
（問題点を解決するための手段） 上記の問題を解決するには、結晶粒の＜100＞軸をそろ
えた集合組織とし、しかもその組織を保持したまま結晶
粒の粗大化を図ればよい。そこで発明者らは、従来報告
されていた面心立方晶金属の２次再結晶による｛210｝
＜001＞方位の集合組織に着目し、かかる集合組織を得
るために鋭意研究を重ねた結果、 ｉ）板材作製法として溶湯から直接薄板を得るいわゆる
液体急冷法を採用することによって所期した目的が有利
に達成されること、 ii）しかもかかる液体急冷法で作製した板材において
は、従来に比べ、圧下率が低減まで拡大され得ること、 の知見を得た。
えた集合組織とし、しかもその組織を保持したまま結晶
粒の粗大化を図ればよい。そこで発明者らは、従来報告
されていた面心立方晶金属の２次再結晶による｛210｝
＜001＞方位の集合組織に着目し、かかる集合組織を得
るために鋭意研究を重ねた結果、 ｉ）板材作製法として溶湯から直接薄板を得るいわゆる
液体急冷法を採用することによって所期した目的が有利
に達成されること、 ii）しかもかかる液体急冷法で作製した板材において
は、従来に比べ、圧下率が低減まで拡大され得ること、 の知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわちこの発明は、Ni：35〜60％を含有し、残部実質
的にFeよりなる薄帯であって、｛210｝＜001＞方位集積
度が高い集合組織をそなえかつ角形性および初透磁率に
優れることを特徴とするNe−Fe合金薄帯（第１発明）で
ある。
的にFeよりなる薄帯であって、｛210｝＜001＞方位集積
度が高い集合組織をそなえかつ角形性および初透磁率に
優れることを特徴とするNe−Fe合金薄帯（第１発明）で
ある。
またこの発明は、Ni：35〜60％を含有し、残部実質的に
Feの組成になる合金溶湯を、冷却面が高速で更新移動す
る冷却体上に連続して供給し、103℃/s以上の冷却速度
で急冷凝固させて薄帯化したのち、圧下率：40％以上の
圧延処理後、700〜1000℃の温度範囲で焼鈍する中間処
理を施し、ついで圧下率：75％以上の異周速圧延または
圧下率：85％以上の等周速圧延を施し、しかるのち1100
〜1300℃の温度範囲で焼鈍を施すことから成るNi−Fe合
金薄帯の製造方法（第２発明）である。
Feの組成になる合金溶湯を、冷却面が高速で更新移動す
る冷却体上に連続して供給し、103℃/s以上の冷却速度
で急冷凝固させて薄帯化したのち、圧下率：40％以上の
圧延処理後、700〜1000℃の温度範囲で焼鈍する中間処
理を施し、ついで圧下率：75％以上の異周速圧延または
圧下率：85％以上の等周速圧延を施し、しかるのち1100
〜1300℃の温度範囲で焼鈍を施すことから成るNi−Fe合
金薄帯の製造方法（第２発明）である。
以下この発明を具体的に説明する。
この発明における合金は、＜001＞軸が磁化容易軸とな
ることが必要なことから、Ni含有量は35〜60％の範囲に
限定した。
ることが必要なことから、Ni含有量は35〜60％の範囲に
限定した。
さてこの発明では、まず上記の好適組成になるNi−Fe鋼
を溶製したのち、その溶鋼をノズルから冷却面が高速で
更新移動する冷却体、たとえば高速回転する双ロールの
ロール間隙、または単ロール上に連続的に供給し、103
℃/s以上の冷却速度で急冷凝固させて、板厚0.02〜0.8m
mの急冷薄板とする。なおかかる急冷薄板は、その後に
圧延に供することから板厚は厚い方が好適であり、その
意味では急冷薄板製造法としては双ロール法がとりわけ
有利に適合する。
を溶製したのち、その溶鋼をノズルから冷却面が高速で
更新移動する冷却体、たとえば高速回転する双ロールの
ロール間隙、または単ロール上に連続的に供給し、103
℃/s以上の冷却速度で急冷凝固させて、板厚0.02〜0.8m
mの急冷薄板とする。なおかかる急冷薄板は、その後に
圧延に供することから板厚は厚い方が好適であり、その
意味では急冷薄板製造法としては双ロール法がとりわけ
有利に適合する。
次にこの薄板に対して冷間圧延と焼鈍とを施して所定の
磁気特性を発現させるわけであるが、かような処理に当
っては、圧下率：40％以上の圧延後、中間熱処理として
700〜1000℃の温度範囲で焼鈍したのち、圧下率が異周
速圧延の場合は75％以上、等周速圧延の場合は85％以上
の条件の下に圧延を施し、しかるのち1100〜1300℃の温
度範囲で焼鈍を行なうことが肝要である。
磁気特性を発現させるわけであるが、かような処理に当
っては、圧下率：40％以上の圧延後、中間熱処理として
700〜1000℃の温度範囲で焼鈍したのち、圧下率が異周
速圧延の場合は75％以上、等周速圧延の場合は85％以上
の条件の下に圧延を施し、しかるのち1100〜1300℃の温
度範囲で焼鈍を行なうことが肝要である。
この製造工程を具体的な実験データに基いて説明する。
Ni：49％を含有し、残部実質的にFeよりなる溶鋼から双
ロール法により厚さ0.8mmの薄板を作製した。この薄板
に対し圧下率：50％の圧延後、800℃、５分間の中間焼
鈍を施したのち、70〜95％の圧下率範囲で異周速圧延と
等周速圧延を行ない、その後900〜1300℃の温度範囲で
４ｈの焼鈍を施した。なお異周速圧延においては、２つ
のワークロールの周速比を１：２とした。
ロール法により厚さ0.8mmの薄板を作製した。この薄板
に対し圧下率：50％の圧延後、800℃、５分間の中間焼
鈍を施したのち、70〜95％の圧下率範囲で異周速圧延と
等周速圧延を行ない、その後900〜1300℃の温度範囲で
４ｈの焼鈍を施した。なお異周速圧延においては、２つ
のワークロールの周速比を１：２とした。
かくして得られた薄帯の｛210｝＜001＞方位をもる２次
再結晶粒の割合を測定した結果を第１図に示す。この割
合は板表面での面積比率で示し、かかる方位粒の割合が
90％以上のものを◎、75〜90％のものを○、50〜75％の
ものを△、そして50％以下のものを×で表した。
再結晶粒の割合を測定した結果を第１図に示す。この割
合は板表面での面積比率で示し、かかる方位粒の割合が
90％以上のものを◎、75〜90％のものを○、50〜75％の
ものを△、そして50％以下のものを×で表した。
さらにこれらの試料のヒステリシスループの角形比と所
透磁率についても調査し、得られた結果を第２図および
第３図に示した。
透磁率についても調査し、得られた結果を第２図および
第３図に示した。
第１図より、｛210｝＜001＞方位の２次再結晶粒の割合
が高いものは、異周速圧延で圧下率75％以上、等周速圧
延で圧下率85％以上、そして焼鈍温度は1100〜1300℃の
範囲で処理して得たものであることがわかる。なお1300
℃を超える温度での処理は工業的な困難を伴うので上限
温度は1300℃とした。
が高いものは、異周速圧延で圧下率75％以上、等周速圧
延で圧下率85％以上、そして焼鈍温度は1100〜1300℃の
範囲で処理して得たものであることがわかる。なお1300
℃を超える温度での処理は工業的な困難を伴うので上限
温度は1300℃とした。
また第２図より明らかなように、上記の好適範囲ではヒ
ステリシスループの角形比（Br／Bs）はいずれも0.90以
上であり、従来材に劣らない大きな値を示している。
ステリシスループの角形比（Br／Bs）はいずれも0.90以
上であり、従来材に劣らない大きな値を示している。
さらに第３図より明らかなように、初透磁率μ４はすべ
て10000以上であり、結晶粒を粗大化させた従来材と同
程度の高い値を示している。
て10000以上であり、結晶粒を粗大化させた従来材と同
程度の高い値を示している。
従来Ni−Fe合金においては、90％以上の圧下率での強冷
延と焼鈍との組み合わせにより、初透磁率は大きいがヒ
ステリシスループの角形比は小さいもの、あるいは角形
比は大きいけれども初透磁率は小さい材料しか得られて
いなかった。しかるにこの発明による液体急冷法により
得られたNi−Fe合金の場合、結晶粒の大きな｛210｝＜0
01＞方位の２次再結晶粒組織を得ることにより、初透磁
率とヒステリシスループの角形性に優れた材料が得ら
れ、しかもとくに異周速圧延を利用することにより必要
な圧下率を75％まで下げることもできる。
延と焼鈍との組み合わせにより、初透磁率は大きいがヒ
ステリシスループの角形比は小さいもの、あるいは角形
比は大きいけれども初透磁率は小さい材料しか得られて
いなかった。しかるにこの発明による液体急冷法により
得られたNi−Fe合金の場合、結晶粒の大きな｛210｝＜0
01＞方位の２次再結晶粒組織を得ることにより、初透磁
率とヒステリシスループの角形性に優れた材料が得ら
れ、しかもとくに異周速圧延を利用することにより必要
な圧下率を75％まで下げることもできる。
次に上述の実験と同様にして得た急冷薄板に圧下率：85
％での等周速圧延ついで1200℃での焼鈍を施す仕上げ処
理に先立って、中間処理として種々の圧下率および温度
での冷間圧延および焼鈍処理を施した場合における｛21
0｝＜001＞方位の２次再結晶率、ヒステリシスループの
角形比および初透磁率について調べた結果を、第４図、
第５図および第６図にそれぞれ示す。
％での等周速圧延ついで1200℃での焼鈍を施す仕上げ処
理に先立って、中間処理として種々の圧下率および温度
での冷間圧延および焼鈍処理を施した場合における｛21
0｝＜001＞方位の２次再結晶率、ヒステリシスループの
角形比および初透磁率について調べた結果を、第４図、
第５図および第６図にそれぞれ示す。
第４〜６図より明らかなように、仕上げ処理に先立って
中間処理を施すことによって、磁気特性のより一層の改
善が達成されている。
中間処理を施すことによって、磁気特性のより一層の改
善が達成されている。
（作用） この発明に従い、薄板作製法として液体急冷法を活用す
ることによって、磁気特性の向上のみならず、仕上げ処
理における圧下率の低減化が達成される理由は、また明
確に解明されたわけではないが、次のとおりと考えられ
る。
ることによって、磁気特性の向上のみならず、仕上げ処
理における圧下率の低減化が達成される理由は、また明
確に解明されたわけではないが、次のとおりと考えられ
る。
すなわち急冷凝固により、結晶粒が微細化し｛100｝面
が板表面に平行な柱状晶ができるので、圧延後の薄帯内
の歪エネルギーの状態が通常法の場合に比べて変化し、
従来より低い圧下率と高温焼鈍とで｛210｝｛001｝方位
が現われる。またとくに異周速圧延をした場合は歪エネ
ルギーはさらに大きくなるので、低圧下率側でも｛21
0｝＜001＞方位が現われる。さらに結晶粒は２次再結晶
によって成長し、＜001＞軸が揃いまた粒径も大きくな
るので高い初透磁率と角形比とが得られる。
が板表面に平行な柱状晶ができるので、圧延後の薄帯内
の歪エネルギーの状態が通常法の場合に比べて変化し、
従来より低い圧下率と高温焼鈍とで｛210｝｛001｝方位
が現われる。またとくに異周速圧延をした場合は歪エネ
ルギーはさらに大きくなるので、低圧下率側でも｛21
0｝＜001＞方位が現われる。さらに結晶粒は２次再結晶
によって成長し、＜001＞軸が揃いまた粒径も大きくな
るので高い初透磁率と角形比とが得られる。
（実施例） 実施例１ Ni：47％を含有する溶鋼を双ロール法により急冷凝固
（冷却速度：５×103℃/s）して厚さ0.8mm、幅200mmの
薄板を作製した。この薄板を50％の圧下率で圧延し、70
0℃，５分間の中間焼鈍を施したのち、表１に示す種々
の圧下率で圧延（異周速比１：1.8および等周速）し、
ついで、水素雰囲気中で1200℃、５時間の仕上げ焼鈍を
施した。
（冷却速度：５×103℃/s）して厚さ0.8mm、幅200mmの
薄板を作製した。この薄板を50％の圧下率で圧延し、70
0℃，５分間の中間焼鈍を施したのち、表１に示す種々
の圧下率で圧延（異周速比１：1.8および等周速）し、
ついで、水素雰囲気中で1200℃、５時間の仕上げ焼鈍を
施した。
かくして得られた各薄帯をトロイダルに巻いてから、50
Hzでのヒステリシスループの角形比と初透磁率μ４につ
いて測定した結果を表１に併記する。
Hzでのヒステリシスループの角形比と初透磁率μ４につ
いて測定した結果を表１に併記する。
なお同表には比較のため従来法に従い造塊−分塊−圧延
によって薄型化したのち、同様の処理を施して得た薄帯
についての調査結果も併せて示す。
によって薄型化したのち、同様の処理を施して得た薄帯
についての調査結果も併せて示す。
同表より明らかなように異周速圧延の場合は圧下率75％
以上で、また等周速圧延の場合は85％以上で、0.9以上
の角形比と10000以上の初透磁率とが同時に得られた。
以上で、また等周速圧延の場合は85％以上で、0.9以上
の角形比と10000以上の初透磁率とが同時に得られた。
実施例２ Ni：56％を含有する溶鋼を双ロール法により急冷凝固
（冷却速度：３×104℃/s）して厚さ0.6mm、幅150mmの
薄板を作製した。この薄板を65％の圧下率で圧延し、90
0℃，３分間と1100℃，３分間の２種類の中間焼鈍を施
したのち、それぞれ異周速比１：1.5，圧下率83％の異
周速圧延を施した。ついで両者とも1150℃、４時間の仕
上げ焼鈍を施した。
（冷却速度：３×104℃/s）して厚さ0.6mm、幅150mmの
薄板を作製した。この薄板を65％の圧下率で圧延し、90
0℃，３分間と1100℃，３分間の２種類の中間焼鈍を施
したのち、それぞれ異周速比１：1.5，圧下率83％の異
周速圧延を施した。ついで両者とも1150℃、４時間の仕
上げ焼鈍を施した。
かくして得られた各薄帯をトロイダルに巻いてから、50
Hzでのヒステリシスループの角形比と初透磁率μ４につ
いて測定した結果を表２に示す。
Hzでのヒステリシスループの角形比と初透磁率μ４につ
いて測定した結果を表２に示す。
なお同表には比較のため従来法に従い造塊−分塊−圧延
によって薄型化したのち、同様の処理を施して得た薄帯
についての調査結果も併記した。
によって薄型化したのち、同様の処理を施して得た薄帯
についての調査結果も併記した。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、液体急冷法による急冷凝固
組織と圧延−焼鈍処理とを組み合わせることにより、Ni
−Fe合金につき、角形性を低下させることなしに初透磁
率の格段の向上が達成でき、しかも｛210｝＜001＞方位
の得られる条件が低圧下率まで拡大されるのでコスト低
減にも役立つ。
組織と圧延−焼鈍処理とを組み合わせることにより、Ni
−Fe合金につき、角形性を低下させることなしに初透磁
率の格段の向上が達成でき、しかも｛210｝＜001＞方位
の得られる条件が低圧下率まで拡大されるのでコスト低
減にも役立つ。
第１図は、｛210｝＜001＞方位の２次再結晶率に及ぼす
圧下率と焼鈍温度との関係を示した図、 第２図は、角形比に及ぼす圧下率と焼鈍温度との関係を
示した図、 第３図は、初透磁率に及ぼす圧下率と焼鈍温度との関係
を示した図、 第４図は、｛210｝＜001＞方位の２次再結晶率及ぼす中
間処理における圧下率と焼鈍温度との関係を示した図、 第５図は、角形比に及ぼす中間処理における圧下率と焼
鈍温度との関係を示した図、 第６図は、初透磁率に及ぼす中間処理における圧下率と
焼鈍温度との関係を示した図である。
圧下率と焼鈍温度との関係を示した図、 第２図は、角形比に及ぼす圧下率と焼鈍温度との関係を
示した図、 第３図は、初透磁率に及ぼす圧下率と焼鈍温度との関係
を示した図、 第４図は、｛210｝＜001＞方位の２次再結晶率及ぼす中
間処理における圧下率と焼鈍温度との関係を示した図、 第５図は、角形比に及ぼす中間処理における圧下率と焼
鈍温度との関係を示した図、 第６図は、初透磁率に及ぼす中間処理における圧下率と
焼鈍温度との関係を示した図である。
Claims (2)
- 【請求項１】Ni：35〜60wt％を含有し、残部実質的にFe
よりなる薄帯であって、｛210｝＜001＞方位集積度が高
い集合組織をそなえかつ角形性および初透磁率に優れる
ことを特徴とするNi−Fe合金薄帯。 - 【請求項２】Ni：35〜60wt％を含有し、残部実質的にFe
の組成になる合金溶湯を、冷却面が高速で更新移動する
冷却体上に連続して供給し、103℃/s以上の冷却速度で
急冷凝固させて薄帯化したのち、圧下率：40％以上の圧
延処理後、700〜1000℃の温度範囲で焼鈍する中間処理
を施し、ついで圧下率：75％以上の異周速圧延または圧
下率：85％以上の等周速圧延を施し、しかるのち1100〜
1300℃の温度範囲で焼鈍を施すことを特徴とするNi−Fe
合金薄帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2050687A JPH0668145B2 (ja) | 1987-02-02 | 1987-02-02 | Ｎｉ−Ｆｅ合金薄帯およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2050687A JPH0668145B2 (ja) | 1987-02-02 | 1987-02-02 | Ｎｉ−Ｆｅ合金薄帯およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63190140A JPS63190140A (ja) | 1988-08-05 |
| JPH0668145B2 true JPH0668145B2 (ja) | 1994-08-31 |
Family
ID=12029046
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2050687A Expired - Lifetime JPH0668145B2 (ja) | 1987-02-02 | 1987-02-02 | Ｎｉ−Ｆｅ合金薄帯およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0668145B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4422870C1 (de) * | 1994-06-30 | 1995-09-14 | Krupp Vdm Gmbh | Eisen-Nickel-Legierung mit besonderen weichmagnetischen Eigenschaften |
-
1987
- 1987-02-02 JP JP2050687A patent/JPH0668145B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63190140A (ja) | 1988-08-05 |
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