JPS5855548A - Ｍｎ基合金 - Google Patents
Ｍｎ基合金Info
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- JPS5855548A JPS5855548A JP15406481A JP15406481A JPS5855548A JP S5855548 A JPS5855548 A JP S5855548A JP 15406481 A JP15406481 A JP 15406481A JP 15406481 A JP15406481 A JP 15406481A JP S5855548 A JPS5855548 A JP S5855548A
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Links
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C22/00—Alloys based on manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、引張ル強度に優れ、高延性を有する非平衡オ
ーステナイト相からなるＭｎ基合金に関するものである
。
ーステナイト相からなるＭｎ基合金に関するものである
。
従来よく知られているように、ｌム基合金は、常温では
、単位胞中に５８個の原子を含むＡ−１２型α−Ｍｎ構
造をとるため、きわめて脆く９通常の加工成層ができず
、実用材として安価なＭｎ −Ａｌ１合金粉末が磁石材
として使用されている程度である。即ち現在ある程度の
強度ならびに伸びを有し。
、単位胞中に５８個の原子を含むＡ−１２型α−Ｍｎ構
造をとるため、きわめて脆く９通常の加工成層ができず
、実用材として安価なＭｎ −Ａｌ１合金粉末が磁石材
として使用されている程度である。即ち現在ある程度の
強度ならびに伸びを有し。
高延性のあるＭｎ基合金は存在していない、しかも周基
合金はＦｅ基合金とｆｌＫ同じ価格で、非磁性合金なる
ため、ある程度の優れ九機械的性質を有し。
合金はＦｅ基合金とｆｌＫ同じ価格で、非磁性合金なる
ため、ある程度の優れ九機械的性質を有し。
かつ高延性域社加工性に富んだ合金を得ることができる
ならば、将来非磁性の電磁気部品、複合材等のあらゆる
分野に於て使用される可能性がある。
ならば、将来非磁性の電磁気部品、複合材等のあらゆる
分野に於て使用される可能性がある。
そこで本発明者らは、このＭｎ基合金の常温での脆さを
解決するため、鋭意研究した結果、特定の組成からなる
Ｍｎ基合金を急冷固化すると、高温でのみ安定なオース
テナイト相を常温Ｋｔでもたらすことに成功し、常温に
おいて非平衡オーステナイト相からなるＭｎ基合金は、
非常に高延性、高加工性に富み、冷開加工が可能壜合金
であることを見い出し１本発明を完成した。
解決するため、鋭意研究した結果、特定の組成からなる
Ｍｎ基合金を急冷固化すると、高温でのみ安定なオース
テナイト相を常温Ｋｔでもたらすことに成功し、常温に
おいて非平衡オーステナイト相からなるＭｎ基合金は、
非常に高延性、高加工性に富み、冷開加工が可能壜合金
であることを見い出し１本発明を完成した。
すなわち９本発明はＡｌ 、 ＮｉおよびＯｒからなる
群よル選ばれた１種又は２種以上の元素４〜３０厘子％
で、Ｃ！１〜１５原子％で、 Ｃｏ 、 Ｍｏ 、 Ｗ
。
群よル選ばれた１種又は２種以上の元素４〜３０厘子％
で、Ｃ！１〜１５原子％で、 Ｃｏ 、 Ｍｏ 、 Ｗ
。
Ｔａ ＊ Ｎｂ Ｉ Ｖ ａ Ｔ１およびＺｒからなる
瀞から選ばれたＩｌｌ又は２種以上の元素３０原子％以
下であ夛。
瀞から選ばれたＩｌｌ又は２種以上の元素３０原子％以
下であ夛。
残部が実質的にＭｎよシなり、かつ非平衡オーステナイ
ト相からなるＭｎ基合金である。
ト相からなるＭｎ基合金である。
本発明のＭｎ基合金について説明すると、 ＡＩ、 Ｎ
ｉおよびｃｒからなる群より選ばれた１種又は２種以上
の元素４〜３０原千２とするが、これはｉ基合金を溶湯
状態から急冷固化した時に、高温でのみ安定なオーステ
ナイト相が室温まで過冷却され。
ｉおよびｃｒからなる群より選ばれた１種又は２種以上
の元素４〜３０原千２とするが、これはｉ基合金を溶湯
状態から急冷固化した時に、高温でのみ安定なオーステ
ナイト相が室温まで過冷却され。
ねばいＭｎ基合金を得るに必要な金属元素および添加量
である。しか４．添加量が４原子ｚ未満では。
である。しか４．添加量が４原子ｚ未満では。
その効果が期待できず、α−Ｍｎ相の析出の為、著しく
脆くなり、また一定形状を有する連続したリボンおよび
細線合金は得られない。また、含有量を３０原子％より
多くすると、 ＭｎＸ （Ｘｅ Ｈｌ、Ａ１゜Ｏｒ）の
金属間化合物が析出するために硬く、脆くなり実用社料
としての利点がなくなる。又ねばさを有している範囲内
での伸びは、 Ａｎ 、 ＮｉおよびＯｒの含有量の増
加と共に減少し、引張シ強度に関しては、Ａｊ含有量に
よる影響は少なく、Ｎ１およびＯｒによってや−高くな
る傾向がある０次ＫＯの添加量を１〜１５厘子％にする
が、これは前記Ｎｉ。
脆くなり、また一定形状を有する連続したリボンおよび
細線合金は得られない。また、含有量を３０原子％より
多くすると、 ＭｎＸ （Ｘｅ Ｈｌ、Ａ１゜Ｏｒ）の
金属間化合物が析出するために硬く、脆くなり実用社料
としての利点がなくなる。又ねばさを有している範囲内
での伸びは、 Ａｎ 、 ＮｉおよびＯｒの含有量の増
加と共に減少し、引張シ強度に関しては、Ａｊ含有量に
よる影響は少なく、Ｎ１およびＯｒによってや−高くな
る傾向がある０次ＫＯの添加量を１〜１５厘子％にする
が、これは前記Ｎｉ。
ＡＩおよびＯｒ元素と同様にＭｎ基合金な溶湯状態から
急冷固化した時に、室温においてもオーステナイト相を
もたらすために必要な元素および量である。
急冷固化した時に、室温においてもオーステナイト相を
もたらすために必要な元素および量である。
その添加量をｔＨ子％未満にすると、急冷がききにくく
なるが故に、室温にて非平衡オーステナイト相を生成し
なくなυ、著しく脆くなる。また。
なるが故に、室温にて非平衡オーステナイト相を生成し
なくなυ、著しく脆くなる。また。
１５原子％よ如多くすると、 Ｍｎｇ３ｃ６の炭化物が
析出するため脆くなる。更に、 Ｃｏ 、 Ｍｏ 、
Ｗ 、 Ｔａ。
析出するため脆くなる。更に、 Ｃｏ 、 Ｍｏ 、
Ｗ 、 Ｔａ。
Ｎｂ 、 Ｖ 、 ＴｉおよびＺｒからなる群から選ば
れた１種又は２種以上の元素３０％以下にすると、高温
でのみ安定なオーステナイト相のＭｎが急冷によって、
常温においても安定な非平衡オーステナイト相となるこ
とを妨げずく引張り強度醇の機械的性質などが向上する
。しかし添加量が多すぎると。
れた１種又は２種以上の元素３０％以下にすると、高温
でのみ安定なオーステナイト相のＭｎが急冷によって、
常温においても安定な非平衡オーステナイト相となるこ
とを妨げずく引張り強度醇の機械的性質などが向上する
。しかし添加量が多すぎると。
ＭｎＹ （Ｙ＝Ｃｏ 、 Ｍｏ 、 Ｗ 、 Ｔａ 、
Ｎｂ 、 Ｖ 、 Ｔｉおよびｋ）系の化合物が析出
するため一ム基合金は脆くなり。
Ｎｂ 、 Ｖ 、 Ｔｉおよびｋ）系の化合物が析出
するため一ム基合金は脆くなり。
使用に適さなくなる。特に前記の合金のうちで。
Ａｊ７〜２５原子％−ｔ’、 ＣＭ 〜１０原子２で、
Ｎ１゜Ｃｏ 、 Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｗ 、 Ｔａ
、 Ｎ’ｂ 、 Ｖ 、 ＴｉおよびＺｒからなる群よ
）選ばれた１種又は２種以上の元素３０原子％以下であ
）、残部が実質的にＭｎよりなる合金（ただし°、 Ｎ
ｉ 、 ＣｏおよびＯｒはそれぞれ３０原子％以下、
ＭｏおよびＷはそれぞれ２０原子襲以下、 Ｔａ 、
Ｎｂ 、 Ｖ 、 ＴｉＴｈよびＺｒはそれぞれ１０原
子％以下）が溶湯状態から急冷固化することＫよシ、非
常にねばいオーステナイト相とな如、均一なリボン或は
円形断面を有する細線等を製造することができるので好
ましい。しかも、これらの合金は冷間圧延又は冷開線引
きが可能で、・特に細線の場合、断面減少率で９０％以
上の冷開線引きが可能で、断面減少率の増加に伴ない、
著しく引張り破断強度が増大する利点を有してお〕、［
を径５μｍ程度の非鉄合金で、しかも非磁性高債力金属
繊維を経済的に製造するに非常に適したものである。
Ｎ１゜Ｃｏ 、 Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｗ 、 Ｔａ
、 Ｎ’ｂ 、 Ｖ 、 ＴｉおよびＺｒからなる群よ
）選ばれた１種又は２種以上の元素３０原子％以下であ
）、残部が実質的にＭｎよりなる合金（ただし°、 Ｎ
ｉ 、 ＣｏおよびＯｒはそれぞれ３０原子％以下、
ＭｏおよびＷはそれぞれ２０原子襲以下、 Ｔａ 、
Ｎｂ 、 Ｖ 、 ＴｉＴｈよびＺｒはそれぞれ１０原
子％以下）が溶湯状態から急冷固化することＫよシ、非
常にねばいオーステナイト相とな如、均一なリボン或は
円形断面を有する細線等を製造することができるので好
ましい。しかも、これらの合金は冷間圧延又は冷開線引
きが可能で、・特に細線の場合、断面減少率で９０％以
上の冷開線引きが可能で、断面減少率の増加に伴ない、
著しく引張り破断強度が増大する利点を有してお〕、［
を径５μｍ程度の非鉄合金で、しかも非磁性高債力金属
繊維を経済的に製造するに非常に適したものである。
又本発明外の元素Ｓｉ 、 Ｂ 、 Ｐ 、 Ｇｅ 、
Ｃｕ 、 Ｈｆ。
Ｃｕ 、 Ｈｆ。
等を添加した合金であっても本発明の目的、効果を低下
させ々い範囲内において採用することができる。
させ々い範囲内において採用することができる。
本発明の合金では９合金組成及び冷却速度によって、非
平衡オーステナイト相の微細結晶粒径は異なるが、オー
ステナイト相さえできておれば結晶粒径の大小は問題に
々らたい。
平衡オーステナイト相の微細結晶粒径は異なるが、オー
ステナイト相さえできておれば結晶粒径の大小は問題に
々らたい。
本発明の合金を製造するには、前記合金組成を用い、こ
れを急冷させればよい、その急冷方法としては１種々あ
るが、たとえば液体急冷法である片ロール法、双ロール
法ならびに回転液中紡糸法が特に有効である。又、板状
合金はビスＦンーアンビ！法、スプツットクエンチンダ
法等で製造することもできる。前記の液体急冷法（片ロ
ーμ法。
れを急冷させればよい、その急冷方法としては１種々あ
るが、たとえば液体急冷法である片ロール法、双ロール
法ならびに回転液中紡糸法が特に有効である。又、板状
合金はビスＦンーアンビ！法、スプツットクエンチンダ
法等で製造することもできる。前記の液体急冷法（片ロ
ーμ法。
双ロール法１回転液中紡糸法）は、約１０４〜１０５η
４Ｃの冷却速度を有してお如、又、ビスシンアンビル法
、スプラットクエンチンダ法では約１０〜１０ １５Ｉ
ｔの冷却速度を有しているので、この急冷法を適用する
ことによって、効率良く急冷さすことができる。
４Ｃの冷却速度を有してお如、又、ビスシンアンビル法
、スプラットクエンチンダ法では約１０〜１０ １５Ｉ
ｔの冷却速度を有しているので、この急冷法を適用する
ことによって、効率良く急冷さすことができる。
前記回転液中紡糸法とは、特開昭５５−６４９４８号公
報に記載されているように１回転ドラムの中に水を入れ
、遠心力でドラム内壁に水膜を形成させ、この水膜中に
溶融した合金を紡糸ノズ！よシ噴出し１円形断面を有す
る細線を得る方法を云う。
報に記載されているように１回転ドラムの中に水を入れ
、遠心力でドラム内壁に水膜を形成させ、この水膜中に
溶融した合金を紡糸ノズ！よシ噴出し１円形断面を有す
る細線を得る方法を云う。
特に均一な連続細線を得るには９回転ドラムの周速度を
紡糸ノズルよシ噴出される溶融金属流の速度と同速にす
るか又はそれ以上にすることが好ましく、特に回転ドラ
ムの周速度を紡糸ノズμよ〕噴出される溶融金属流の速
度よシも５〜３０％速くすることが好ましい、また、紡
糸ノズルよシ噴出される溶融金属流とドラム内ａ！に形
成され九水膜との角度は２０°以上が好ましい。
紡糸ノズルよシ噴出される溶融金属流の速度と同速にす
るか又はそれ以上にすることが好ましく、特に回転ドラ
ムの周速度を紡糸ノズμよ〕噴出される溶融金属流の速
度よシも５〜３０％速くすることが好ましい、また、紡
糸ノズルよシ噴出される溶融金属流とドラム内ａ！に形
成され九水膜との角度は２０°以上が好ましい。
本発明のＭｎ基合金はＦｅ基合金に比べ、高温での平衡
オーステナイト相城が広込為、広い組成範囲で、常温に
お込て非平衡オーステナイト相が得られると同時に、オ
ーステナイト相のマｐテンサイド化がなく安定であ）、
特ＫＦｅ −Ｘ−Ｃ（Ｘ＝Ｃｒ 。
オーステナイト相城が広込為、広い組成範囲で、常温に
お込て非平衡オーステナイト相が得られると同時に、オ
ーステナイト相のマｐテンサイド化がなく安定であ）、
特ＫＦｅ −Ｘ−Ｃ（Ｘ＝Ｃｒ 。
Ｍｏ 、 Ｗ 、 Ａｊ ）合金と比較し、厚い、太い
オーステナイト相からなる合金が得られ、工業的に非常
に大きな意義をもつ、又、特１ｃｃｒを含有する合金は
、耐食性も良好な為、非磁性耐食材料として利用される
可能性がある。
オーステナイト相からなる合金が得られ、工業的に非常
に大きな意義をもつ、又、特１ｃｃｒを含有する合金は
、耐食性も良好な為、非磁性耐食材料として利用される
可能性がある。
更に９本発明の１基合金は、冷開加工を連続して行なう
むとができる６例えば、細線状材料において社、冷間線
引きによって、よル高い引張ル強度を有する線径１〜２
００声ｍの線材を経済的に製造することができ、しかも
引張）強度は８１５０皺を以上もの非鉄材料中最高の強
さに向上させることができる。
むとができる６例えば、細線状材料において社、冷間線
引きによって、よル高い引張ル強度を有する線径１〜２
００声ｍの線材を経済的に製造することができ、しかも
引張）強度は８１５０皺を以上もの非鉄材料中最高の強
さに向上させることができる。
本発明のｉ基合金は、上記の性能及び構造を有するので
、非磁性高抵抗材、非磁性バネ材、非磁性スイプチリレ
ー材、ぺμトヨタイヤ等のゴム補強材、デヲスナック、
コンクリート醇の複合材。
、非磁性高抵抗材、非磁性バネ材、非磁性スイプチリレ
ー材、ぺμトヨタイヤ等のゴム補強材、デヲスナック、
コンクリート醇の複合材。
ファイメツシェフイルター等の編物および織物製品のあ
らゆる分野に於て使用される可能性がある。
らゆる分野に於て使用される可能性がある。
次に本発明を実施例によシ具体的に説明する。
実施例−１
Ｍｎ８５原子％、ＡＪ１０原子％、ａＳ原子２からなる
合金を、溶湯状態から孔径α１〜１′ち紡糸ノズルよシ
、アルゴンガス圧２．５瞭−で、直径２０１０１０００
〜５０００ｒ、Ｐ、、で回転している鋼製ロール表面に
噴出し、冷却固化して、厚さ１０〜５００μｍのリボン
を作成した。
合金を、溶湯状態から孔径α１〜１′ち紡糸ノズルよシ
、アルゴンガス圧２．５瞭−で、直径２０１０１０００
〜５０００ｒ、Ｐ、、で回転している鋼製ロール表面に
噴出し、冷却固化して、厚さ１０〜５００μｍのリボン
を作成した。
得られたリボンのねげさは、その厚さが増大するに従っ
て、徐々に低下する傾向が認められたが。
て、徐々に低下する傾向が認められたが。
５００μｍ程度の厚さまでは、 １８０”Ｗ着曲げが可
能であシ、光学顕微鏡、Ｘ線回折、透過電子顯徽鏡によ
如組織を観察し九とζろ９面心立方格子（ｆａＯ）構造
からなる非平衡オーステナイト相の微細結晶粒からなっ
ておシ、結晶粒の大きさは、約１〜５μｍであり、リボ
ンの厚さが厚いほど、結晶粒径は大きくなる傾向を示し
た。
能であシ、光学顕微鏡、Ｘ線回折、透過電子顯徽鏡によ
如組織を観察し九とζろ９面心立方格子（ｆａＯ）構造
からなる非平衡オーステナイト相の微細結晶粒からなっ
ておシ、結晶粒の大きさは、約１〜５μｍであり、リボ
ンの厚さが厚いほど、結晶粒径は大きくなる傾向を示し
た。
このねげい非平衡オーステナイト相からなる厚さ２００
μｍのリボンをインストロン型引張試験器を用イテ、
試長２． Ｏｅｘ 、ひずみ速度４，１ ｙ ｘ １０
”ｌｘ テ引張り強度を測定すると、引張夛強度３５−
１降伏強度１５１．伸び２２％の非常にねげｂ材料であ
った。
μｍのリボンをインストロン型引張試験器を用イテ、
試長２． Ｏｅｘ 、ひずみ速度４，１ ｙ ｘ １０
”ｌｘ テ引張り強度を測定すると、引張夛強度３５−
１降伏強度１５１．伸び２２％の非常にねげｂ材料であ
った。
実施例−２
Ｍｎ７５原子％、ＡＪ１８原子％、０７原子弊からなる
合金を溶解し、孔径１５０μｍの紡糸ノズルよＬアルゴ
ン噴出圧３．０榛−で、直径５ｏ信の回転円筒体内に、
遠心力（回転数５５０ｒ−Ｐ、ｍ ）で形成された深さ
２．５１１３の冷却水液体層に噴出し２回転冷却液体中
で冷却固化すると同時に９回転円筒内壁に連続的に１円
形ＩｉＦｒｗを有する細線な捲取−た（その時の回転円
筒体内の冷却水の速度Ｖｖと紡糸ノズルよ）噴出される
溶湯金属流の速度ｖＪとの比ＶＷ／ｖＪ冨１．１５に調
整した）。
合金を溶解し、孔径１５０μｍの紡糸ノズルよＬアルゴ
ン噴出圧３．０榛−で、直径５ｏ信の回転円筒体内に、
遠心力（回転数５５０ｒ−Ｐ、ｍ ）で形成された深さ
２．５１１３の冷却水液体層に噴出し２回転冷却液体中
で冷却固化すると同時に９回転円筒内壁に連続的に１円
形ＩｉＦｒｗを有する細線な捲取−た（その時の回転円
筒体内の冷却水の速度Ｖｖと紡糸ノズルよ）噴出される
溶湯金属流の速度ｖＪとの比ＶＷ／ｖＪ冨１．１５に調
整した）。
得られた細線は、真円度が高く、は！真円で。
直径１５０μｍの均一な連続細線であった。
この細線を実施例−１と同様にして組織観察をすると、
ｆｏｅ構造を有する非平衡オーステナイト相からなり、
結晶粒径は、約３μｍであった。
ｆｏｅ構造を有する非平衡オーステナイト相からなり、
結晶粒径は、約３μｍであった。
この細線の引張如強度は、 ４０１１＋ｄ、降伏強度２
５−１伸び４％の非常にねばい細線であった。
５−１伸び４％の非常にねばい細線であった。
コｏ ｍｊｌ ヲ市販のダイヤモンドダイスを用い。
中間焼鈍を施すことなく断面減少率７９％まで冷間線引
きを行ったが、冷間線引きによる切断専の問題は全くな
く、非常に均一な引張抄値度１６０＃／−。
きを行ったが、冷間線引きによる切断専の問題は全くな
く、非常に均一な引張抄値度１６０＃／−。
降伏強度１３５＃／ｍ、伸び１．１％という８強度に優
れた細線が得られた。
れた細線が得られた。
実施例−３
Ｍｎ６２原子％、Ａｊ１８原子％、Ｃｒ８原子％、Ｃ７
原子％、Ｔａ５原子％なる合金を用い、実施例−２と同
一条件で直径１３０μｍの円形断面を有した非常にねば
い連続細線を得た。
原子％、Ｔａ５原子％なる合金を用い、実施例−２と同
一条件で直径１３０μｍの円形断面を有した非常にねば
い連続細線を得た。
この細線の組織を同様に、Ｘ線回折、透過電子顕倣鏡に
よ）観察すると、結晶粒径が２〜３μｍからなる非平衡
オーステナイト相からなっていた。
よ）観察すると、結晶粒径が２〜３μｍからなる非平衡
オーステナイト相からなっていた。
この細線の引張力強度は５０ｋｌ／ａｄ 、降伏強度は
３０榛−１伸び６８％であった。この様にＯｒ 、 Ｔ
ａを添加することＫよ）、高靭性を有して引張り強度は
向上した。
３０榛−１伸び６８％であった。この様にＯｒ 、 Ｔ
ａを添加することＫよ）、高靭性を有して引張り強度は
向上した。
しかも、この細線を引続き室温にて市販のダイヤモンド
ダイスを用いて、中間焼鈍を施さずに。
ダイスを用いて、中間焼鈍を施さずに。
断面減少率７９％に冷間線引きを行ない、同様の条件下
において、引張夛強度を測定すると、引張シ強度１９０
切層、降伏強度１４０＃／ａｊ、伸び０８％の扁強力細
線であった。
において、引張夛強度を測定すると、引張シ強度１９０
切層、降伏強度１４０＃／ａｊ、伸び０８％の扁強力細
線であった。
代理人児 玉 雄 三
Claims (1)
- （１）Ａｌｔ、ＮｉおよびＣｒからなる群よシ選ばれた
１種又は２種以上の元素４〜３０原子％で、Ｃ１〜１５
原子％で、 ｃｏ 、 Ｍｏ 、 Ｗ 、 Ｔａ 、
Ｎｂ 。 Ｖ、’！’ｉおよびＺｒからなる群よル選ばれた１１１
又は２種以上の元素５０原子％以下であシ。 残部が実質的゛にｈよシなり、かつ非平衡オーステナイ
ト相からなる１基合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15406481A JPS5855548A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | Ｍｎ基合金 |
| CA000412373A CA1198610A (en) | 1981-09-29 | 1982-09-28 | Mn-based alloy of nonequilibrium austenite phase |
| EP19820305101 EP0077611B1 (en) | 1981-09-29 | 1982-09-28 | Mn based alloy of nonequilibrium austenite phase |
| DE8282305101T DE3270276D1 (en) | 1981-09-29 | 1982-09-28 | Mn based alloy of nonequilibrium austenite phase |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15406481A JPS5855548A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | Ｍｎ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5855548A true JPS5855548A (ja) | 1983-04-01 |
| JPH0124854B2 JPH0124854B2 (ja) | 1989-05-15 |
Family
ID=15576103
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15406481A Granted JPS5855548A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | Ｍｎ基合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0077611B1 (ja) |
| JP (1) | JPS5855548A (ja) |
| CA (1) | CA1198610A (ja) |
| DE (1) | DE3270276D1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5825924A (en) * | 1993-05-07 | 1998-10-20 | Nippon Telegraph And Telephone Corporation | Method and apparatus for image processing |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4023991A (en) * | 1973-08-02 | 1977-05-17 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Anisotropic permanent magnet of Mn-Al-C alloy |
| US4116682A (en) * | 1976-12-27 | 1978-09-26 | Polk Donald E | Amorphous metal alloys and products thereof |
-
1981
- 1981-09-29 JP JP15406481A patent/JPS5855548A/ja active Granted
-
1982
- 1982-09-28 CA CA000412373A patent/CA1198610A/en not_active Expired
- 1982-09-28 EP EP19820305101 patent/EP0077611B1/en not_active Expired
- 1982-09-28 DE DE8282305101T patent/DE3270276D1/de not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5825924A (en) * | 1993-05-07 | 1998-10-20 | Nippon Telegraph And Telephone Corporation | Method and apparatus for image processing |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3270276D1 (en) | 1986-05-07 |
| CA1198610A (en) | 1985-12-31 |
| EP0077611A2 (en) | 1983-04-27 |
| JPH0124854B2 (ja) | 1989-05-15 |
| EP0077611A3 (en) | 1983-05-25 |
| EP0077611B1 (en) | 1986-04-02 |
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