JPH0236663B2 - - Google Patents
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- JPH0236663B2 JPH0236663B2 JP56088669A JP8866981A JPH0236663B2 JP H0236663 B2 JPH0236663 B2 JP H0236663B2 JP 56088669 A JP56088669 A JP 56088669A JP 8866981 A JP8866981 A JP 8866981A JP H0236663 B2 JPH0236663 B2 JP H0236663B2
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- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はHADFIELD′S AUSTENITIC
STEELの呼称で知られるFe−Mn−Ｃ合金の改
良に関する。
STEELの呼称で知られるFe−Mn−Ｃ合金の改
良に関する。
HADFIELD′S AUSTENITIC STEELは適切
な量のMnおよびＣと残部は鉄から成る組成の合
金で、非磁性のオーステナイト相（以下、γ相と
いう）を室温に導入することが、容易に可能であ
り、加工によるマルテンサイト変態（γ相→マル
テンサイト相（以下、α相という））がほとんど
起らない材料である。またこの合金はγ相状態を
冷間加工すると、著しく加工硬化して機械的強度
が増大する。しかしながら、熱処理によりγ相母
体に強磁性相であるα相を形成しようとした場
合、γ相は低温で安定であるため、容易にγ→
α1変態が起らず、γ→α変態が完全に終了する
ためには長時間の熱処理を必要とする。長時間熱
処理を必要とする要因はMnとＣが適量添加され
ていることにあり、特にＣの効果が大きい。この
合金はα相とγ相の中間にα＋γ＋Fe3Cあるい
は、γ＋Fe3Cの混合相を形成し、しかも、Fe3C
は強く結合している。
な量のMnおよびＣと残部は鉄から成る組成の合
金で、非磁性のオーステナイト相（以下、γ相と
いう）を室温に導入することが、容易に可能であ
り、加工によるマルテンサイト変態（γ相→マル
テンサイト相（以下、α相という））がほとんど
起らない材料である。またこの合金はγ相状態を
冷間加工すると、著しく加工硬化して機械的強度
が増大する。しかしながら、熱処理によりγ相母
体に強磁性相であるα相を形成しようとした場
合、γ相は低温で安定であるため、容易にγ→
α1変態が起らず、γ→α変態が完全に終了する
ためには長時間の熱処理を必要とする。長時間熱
処理を必要とする要因はMnとＣが適量添加され
ていることにあり、特にＣの効果が大きい。この
合金はα相とγ相の中間にα＋γ＋Fe3Cあるい
は、γ＋Fe3Cの混合相を形成し、しかも、Fe3C
は強く結合している。
以上のように、この合金は、γ相を容易に室温
に導入できるという利点とともに、磁性材料への
応用を考えた場合、γ→α変態に長時間の熱処理
を必要とするという欠点を持つている。
に導入できるという利点とともに、磁性材料への
応用を考えた場合、γ→α変態に長時間の熱処理
を必要とするという欠点を持つている。
本発明は、室温に鏡入された上記合金のγ相
を、短時間の熱処理を施すことにより容易にα相
へ変態させるために、上記合金にHfを添加した
ことを特徴とする複合磁性材料用合金であり、上
記合金の利点を活かし、上記欠点を解決して、工
業的に有効で、応用分野が広く、かつ生産性の点
でも優れた複合磁性材料用合金を提供するもので
ある。
を、短時間の熱処理を施すことにより容易にα相
へ変態させるために、上記合金にHfを添加した
ことを特徴とする複合磁性材料用合金であり、上
記合金の利点を活かし、上記欠点を解決して、工
業的に有効で、応用分野が広く、かつ生産性の点
でも優れた複合磁性材料用合金を提供するもので
ある。
本発明の複合磁性材料用合金によれば、レーザ
ービームあるいは電子ビームあるいは赤外線ビー
ム等を用いて材料を焼鈍することによつて、非磁
性材料の表面に任意の深さで、かつ任意のパター
ンの磁性相を形成させることが可能となつた。ま
た非磁性材料と磁性材料の二体を接着剤あるいは
機械的方法あるいは熱圧着等で接合させて一体化
した複合磁性材料と比較して、本発明の方法で製
造した複合磁性材料は機械的信頼性の点でも優れ
ていることがわかつた。
ービームあるいは電子ビームあるいは赤外線ビー
ム等を用いて材料を焼鈍することによつて、非磁
性材料の表面に任意の深さで、かつ任意のパター
ンの磁性相を形成させることが可能となつた。ま
た非磁性材料と磁性材料の二体を接着剤あるいは
機械的方法あるいは熱圧着等で接合させて一体化
した複合磁性材料と比較して、本発明の方法で製
造した複合磁性材料は機械的信頼性の点でも優れ
ていることがわかつた。
以下に本発明における複合磁性材料用合金の化
学成分範囲の限定理由について述べる。
学成分範囲の限定理由について述べる。
Feは本発明における複合磁性材料用合金の主
成分である。Feのγ相は不安定であり、冷却過
程でどんなに速く急冷してもα相に変態する。
成分である。Feのγ相は不安定であり、冷却過
程でどんなに速く急冷してもα相に変態する。
Feのγ相は、約２重量％までＣを固溶してγ
−域を形成し安定になるが、高温から急冷してγ
相を室温に導入するためには、２重量％以上の
Mnを添加しなければならなかつた。一方、実用
的に充分な磁化量を有する合金を得るためには、
Mnは20重量％を越えて添加してはならず、最大
20重量％のMnを添加した場合には、0.4重量％以
上のＣを添加すれば、容易にγ相を室温に導入す
ることができた。Ｃを２重量％越えて添加すると
添加したＣが全て固溶せず、γ相の母相内に
Mn、HfあるいはFeとＣの結合した化合物が混在
し、室温にγ相の単相を得ることができない。し
たがつて、Ｃを２重量％越えて添加した本発明の
複合磁性材料用合金は室温で圧延、伸線あるいは
スエージ等の冷間加工が困難である。
−域を形成し安定になるが、高温から急冷してγ
相を室温に導入するためには、２重量％以上の
Mnを添加しなければならなかつた。一方、実用
的に充分な磁化量を有する合金を得るためには、
Mnは20重量％を越えて添加してはならず、最大
20重量％のMnを添加した場合には、0.4重量％以
上のＣを添加すれば、容易にγ相を室温に導入す
ることができた。Ｃを２重量％越えて添加すると
添加したＣが全て固溶せず、γ相の母相内に
Mn、HfあるいはFeとＣの結合した化合物が混在
し、室温にγ相の単相を得ることができない。し
たがつて、Ｃを２重量％越えて添加した本発明の
複合磁性材料用合金は室温で圧延、伸線あるいは
スエージ等の冷間加工が困難である。
上記の組成範囲の合金は、急冷することでγ相
を室温に導入することができるが、γ→α変態を
容易にするためにHfを0.1〜2.5重量％添加した。
0.1重量％を下まわる添加量ではHf添加の効果が
発揮されず、2.5重量％を越えて添加すると全温
度領域でα相となつた。
を室温に導入することができるが、γ→α変態を
容易にするためにHfを0.1〜2.5重量％添加した。
0.1重量％を下まわる添加量ではHf添加の効果が
発揮されず、2.5重量％を越えて添加すると全温
度領域でα相となつた。
次に本発明の詳細を実施例を列挙して説明す
る。
る。
実施例 １
重量％で（Fe85.8Mn13C1.2）98.3Hf1.7の組成を有
する合金インゴツトを1100℃の温度で１時間、
Ar雰囲気中で均一化処理した後、10％NaOH水
溶液中に浸して急冷した。この合金インゴツトか
ら小片を切り出し磁化量を測定すると、σs＝0.02
（emu／gm）のγ相であつた。この合金インゴツ
トの表面酸化膜を除去した後、減面率で50％の冷
間圧延加工を施したところ、磁化量はσs＝0.05
（emu／gm）となつた。さらにこの合金インゴツ
トの初期の形状から減面率で99％の冷間圧延加工
を更に施したところ、磁化量はσs＝0.1（emu／
gm）となつた。また、機械的強度σ0.2＝142Kg／
mm2、ビツカース硬さHv＝741であつた。
する合金インゴツトを1100℃の温度で１時間、
Ar雰囲気中で均一化処理した後、10％NaOH水
溶液中に浸して急冷した。この合金インゴツトか
ら小片を切り出し磁化量を測定すると、σs＝0.02
（emu／gm）のγ相であつた。この合金インゴツ
トの表面酸化膜を除去した後、減面率で50％の冷
間圧延加工を施したところ、磁化量はσs＝0.05
（emu／gm）となつた。さらにこの合金インゴツ
トの初期の形状から減面率で99％の冷間圧延加工
を更に施したところ、磁化量はσs＝0.1（emu／
gm）となつた。また、機械的強度σ0.2＝142Kg／
mm2、ビツカース硬さHv＝741であつた。
上記の如く冷間圧延加工された50μｍの厚さの
γ相の板材を550℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中
で焼鈍し、Ar雰囲気中で急冷した。その結果、
磁化量σs＝120（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝85
（Kg／gm2）、ビツカース硬さHv＝505のα1相とな
つた また、上記50μｍの厚さのγ相の板材の表面
を、3W連続発振YAGレーザーアニール装置で１
mm直径のレーザービームを１（mm／sec.）の速度
で走行させてAr雰囲気中で焼鈍した。加熱部の
顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長に
渡つて約1.1mmの巾でγ相とは異なる相に変態し
ていることを確認し、該相変態部を切り出し、磁
化量を測定したところ、σs＝110（emu／gm）の
α相であつた。
γ相の板材を550℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中
で焼鈍し、Ar雰囲気中で急冷した。その結果、
磁化量σs＝120（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝85
（Kg／gm2）、ビツカース硬さHv＝505のα1相とな
つた また、上記50μｍの厚さのγ相の板材の表面
を、3W連続発振YAGレーザーアニール装置で１
mm直径のレーザービームを１（mm／sec.）の速度
で走行させてAr雰囲気中で焼鈍した。加熱部の
顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長に
渡つて約1.1mmの巾でγ相とは異なる相に変態し
ていることを確認し、該相変態部を切り出し、磁
化量を測定したところ、σs＝110（emu／gm）の
α相であつた。
実施例 ２
重量％で（Fe96Mn2C2.0）97.5Hf2.5の組成を有で
る合金インゴツトを、1100℃の温度で１時間、
Ar雰囲気中で均一化処理後、10％NaOH水溶液
中に浸して急冷した。この合金インゴツトから小
片を切り出し、磁化量を測定すると、σs＝0.03
（emu／gm）のγ相であつた。この合金インゴツ
トの表面酸化膜を除去した後、減面率で99％の冷
間圧延加工を施したところ、磁化量σs＝0.3
（emu／gm）となつた。また機械的強度σ0.2＝130
Kg／mm2、ビツカース硬さHv＝639であつた。
る合金インゴツトを、1100℃の温度で１時間、
Ar雰囲気中で均一化処理後、10％NaOH水溶液
中に浸して急冷した。この合金インゴツトから小
片を切り出し、磁化量を測定すると、σs＝0.03
（emu／gm）のγ相であつた。この合金インゴツ
トの表面酸化膜を除去した後、減面率で99％の冷
間圧延加工を施したところ、磁化量σs＝0.3
（emu／gm）となつた。また機械的強度σ0.2＝130
Kg／mm2、ビツカース硬さHv＝639であつた。
上記の如く冷間圧延加工された50μｍの厚さの
γ相の板材を600℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中
で焼鈍し、Ar雰囲気中で急冷した。その結果、
磁化量σs＝135（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝82
（Kg／mm2）、ビツカース硬度Hv＝495となつた。
γ相の板材を600℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中
で焼鈍し、Ar雰囲気中で急冷した。その結果、
磁化量σs＝135（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝82
（Kg／mm2）、ビツカース硬度Hv＝495となつた。
また、上記50μｍの厚さのγ相の板材の表面を
3.5W連続発振YAGレーザーアニール装置で、１
mm直径のレーザービームを1.5（mm／sec）の速度
で走行させて、Ar雰囲気中で焼鈍した。加熱部
の顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長
に渡つて、約1.1mmの巾で、γ相とは異なる相に
変態していることを確認し、この相変態部を切り
出し、磁化量を測定したところ、σs＝124（emu／
gm）のα相であつた。
3.5W連続発振YAGレーザーアニール装置で、１
mm直径のレーザービームを1.5（mm／sec）の速度
で走行させて、Ar雰囲気中で焼鈍した。加熱部
の顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長
に渡つて、約1.1mmの巾で、γ相とは異なる相に
変態していることを確認し、この相変態部を切り
出し、磁化量を測定したところ、σs＝124（emu／
gm）のα相であつた。
実施例 ３
重量％で（Fe79.6Mn20C0.4）99.9Hf0.1の化学成分
を有する合金インゴツトを、1100℃の温度で１時
間、Ar雰囲気中で均一化処理後、10％NaOH水
溶液中に浸して急冷した。この合金インゴツトか
ら小片を切り出し、磁化量を測定するとσs＝0.03
（emu／gm）のγ相であつた。この合金インゴツ
トの表面酸化膜を除去した後、減面率で99％の冷
間圧延加工を施したところ、磁化量σs＝0.2
（emu／gm）となつた。また機械的強度σ0.2＝119
（Kg／mm2）、ビツカース硬さHv＝593であつた。
を有する合金インゴツトを、1100℃の温度で１時
間、Ar雰囲気中で均一化処理後、10％NaOH水
溶液中に浸して急冷した。この合金インゴツトか
ら小片を切り出し、磁化量を測定するとσs＝0.03
（emu／gm）のγ相であつた。この合金インゴツ
トの表面酸化膜を除去した後、減面率で99％の冷
間圧延加工を施したところ、磁化量σs＝0.2
（emu／gm）となつた。また機械的強度σ0.2＝119
（Kg／mm2）、ビツカース硬さHv＝593であつた。
上記の如く冷間圧延加工された50μｍの厚さの
γ相の板材を500℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中
で焼鈍し、Ar雰囲気中で急冷した。その結果、
磁化量σs＝109（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝76
（Kg／mm2）、ビツカース硬さHv＝486のα相となつ
た。
γ相の板材を500℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中
で焼鈍し、Ar雰囲気中で急冷した。その結果、
磁化量σs＝109（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝76
（Kg／mm2）、ビツカース硬さHv＝486のα相となつ
た。
また、上記50μｍの厚さのγ相の板材の表面を
2.5W連続発振YAGレーザーアニール装置で、１
mm直径のレーザービームを１（mm／sec）の速度で
走行させて、Ar雰囲気中で焼鈍した。加熱部の
顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長に
渡つて、約1.1mmの巾で、γ相とは異なる相に変
態していることを確認し、この相変態部を切り出
し、磁化量を測定したところ、σs＝98（emu／
gm）のα相であつた。
2.5W連続発振YAGレーザーアニール装置で、１
mm直径のレーザービームを１（mm／sec）の速度で
走行させて、Ar雰囲気中で焼鈍した。加熱部の
顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長に
渡つて、約1.1mmの巾で、γ相とは異なる相に変
態していることを確認し、この相変態部を切り出
し、磁化量を測定したところ、σs＝98（emu／
gm）のα相であつた。
実施例 ４
実施例１で用いた合金インゴツトを1100℃の温
度で１時間、Ar雰囲気中で均一化処理後、10％
NaOH水溶液中に浸して急冷した。この合金イ
ンゴツトから小片を切り出し、磁化量を測定する
と、σs＝0.02（emu／gm）のγ相であつた。この
合金インゴツトの表面酸化膜を除去した後、減面
率で99％の冷間圧延加工を施し、50μｍ厚さの板
材とした。この板材を950℃の温度で５秒間、Ar
雰囲気中で熱処理し、Ar雰囲気中で急冷した。
その結果、磁化量σs＝0.02（emu／gm）、機械的
速度σ0.2＝55（Kg／mm2）、ビツカース硬度Hv＝273
であつた。
度で１時間、Ar雰囲気中で均一化処理後、10％
NaOH水溶液中に浸して急冷した。この合金イ
ンゴツトから小片を切り出し、磁化量を測定する
と、σs＝0.02（emu／gm）のγ相であつた。この
合金インゴツトの表面酸化膜を除去した後、減面
率で99％の冷間圧延加工を施し、50μｍ厚さの板
材とした。この板材を950℃の温度で５秒間、Ar
雰囲気中で熱処理し、Ar雰囲気中で急冷した。
その結果、磁化量σs＝0.02（emu／gm）、機械的
速度σ0.2＝55（Kg／mm2）、ビツカース硬度Hv＝273
であつた。
上記熱処理された50μｍの厚さのγ相の板材を
550℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中で焼鈍し、
Ar雰囲気中で急冷した。その結果、磁化量σs＝
110（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝70（Kg／mm2）、
ビツカース硬さHv＝404のα相となつた。
550℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中で焼鈍し、
Ar雰囲気中で急冷した。その結果、磁化量σs＝
110（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝70（Kg／mm2）、
ビツカース硬さHv＝404のα相となつた。
また、上記50μｍの厚さのγ相の板材の表面
を、3W連続発振YAGレーザーアニール装置で、
１mm直径のレーザービームを１（mm／sec.）の速
度で走行させてAr雰囲気中で焼鈍した。加熱部
の顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長
に渡つて、約１mmの巾でγ相とは異なる相に変態
していることを確認し、この相変態部を切り出
し、磁化量を測定したところ、σs＝100（emu／
gm）のα相であつた。
を、3W連続発振YAGレーザーアニール装置で、
１mm直径のレーザービームを１（mm／sec.）の速
度で走行させてAr雰囲気中で焼鈍した。加熱部
の顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全長
に渡つて、約１mmの巾でγ相とは異なる相に変態
していることを確認し、この相変態部を切り出
し、磁化量を測定したところ、σs＝100（emu／
gm）のα相であつた。
実施例 ５
実施例１で用いた組成の合金インゴツトを1100
℃の温度で１時間、Ar雰囲気中で均一化処理し
た後、10％NaOH水溶液中に浸して急冷した。
この合金インゴツトから小片を切り出し、磁化量
を測定すると、σs＝0.02（emu／gm）のγ相であ
つた。この合金インゴツトの表面酸化膜を除去し
た後、減面率で75％の冷間圧延加工を施し、再
び、950℃の温度で30分間、Ar雰囲気中で均一化
処理した後、上記溶液中に浸して急冷した。その
結果、磁化量は上記と同様に、σs＝0.02（emu／
gm）であつた。引き続き、再び減面率で50％の
冷間圧延加工を施し、30μｍ厚さの板材とした。
その結果、磁化量σs＝0.055（emu／gm）、機械的
強度σ0.2＝122（Kg／mm2）、ビツカース硬さHv＝670
であつた。
℃の温度で１時間、Ar雰囲気中で均一化処理し
た後、10％NaOH水溶液中に浸して急冷した。
この合金インゴツトから小片を切り出し、磁化量
を測定すると、σs＝0.02（emu／gm）のγ相であ
つた。この合金インゴツトの表面酸化膜を除去し
た後、減面率で75％の冷間圧延加工を施し、再
び、950℃の温度で30分間、Ar雰囲気中で均一化
処理した後、上記溶液中に浸して急冷した。その
結果、磁化量は上記と同様に、σs＝0.02（emu／
gm）であつた。引き続き、再び減面率で50％の
冷間圧延加工を施し、30μｍ厚さの板材とした。
その結果、磁化量σs＝0.055（emu／gm）、機械的
強度σ0.2＝122（Kg／mm2）、ビツカース硬さHv＝670
であつた。
上記冷間圧延加工された30μｍ厚さの板材を
550℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中で焼鈍し、
Ar雰囲気で急冷した。その結果、磁化量σs＝118
（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝82（Kg／mm2）、ビツ
カース硬さHv＝497のα相となつた。
550℃の温度で５秒間、Ar雰囲気中で焼鈍し、
Ar雰囲気で急冷した。その結果、磁化量σs＝118
（emu／gm）、機械的強度σ0.2＝82（Kg／mm2）、ビツ
カース硬さHv＝497のα相となつた。
また、上記30μｍの厚さのγ相の板材の表面
を、3W連続発振YAGレーザーアニール装置で、
１mm直径のレーザービームを１（mm／sec.）の速
度で走行させて、Ar雰囲気中で焼鈍した。加熱
部の顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全
長に渡つて、約1.1mmの巾で、γ相とは異なる相
に変態していることを確認し、該変態部を切り出
し、磁化量を測定したところ、σs＝109（emu／
gm）のα相であつた。
を、3W連続発振YAGレーザーアニール装置で、
１mm直径のレーザービームを１（mm／sec.）の速
度で走行させて、Ar雰囲気中で焼鈍した。加熱
部の顕微鏡観察を行なつたところ、板厚方向の全
長に渡つて、約1.1mmの巾で、γ相とは異なる相
に変態していることを確認し、該変態部を切り出
し、磁化量を測定したところ、σs＝109（emu／
gm）のα相であつた。
（Fe87.8Mn10C2.2）98.3Hf1.7のＣが２％越えて添
加された合金を1100℃の温度で１時間Ar雰囲気
中で均一処理した後、10％NaOH水溶液中に浸
して急冷した。この合金をＸ線測定した結果、γ
相の回折線と他の回折線が測定された。この合金
を冷間圧延すると割れが生じ、薄板への圧延は不
可能であつた。
加された合金を1100℃の温度で１時間Ar雰囲気
中で均一処理した後、10％NaOH水溶液中に浸
して急冷した。この合金をＸ線測定した結果、γ
相の回折線と他の回折線が測定された。この合金
を冷間圧延すると割れが生じ、薄板への圧延は不
可能であつた。
以上、実施例にもとずいて述べたが、直線状の
磁性パターンのみならず、加熱ビームを所望の任
意の方向に移動させれば、任意の複雑な磁性パタ
ーンを描くことが可能である。また50μｍ厚さの
板材の加熱する面と反対の面を冷却し、実施例１
と同様にレーザービームで焼鈍すると、厚さ方向
の全長に渡つて相変態が起らず、切断面を顕微鏡
観察すると、γ相とは異なる相（α相）に変態し
ている部分の深さは、約20μｍであつた。
磁性パターンのみならず、加熱ビームを所望の任
意の方向に移動させれば、任意の複雑な磁性パタ
ーンを描くことが可能である。また50μｍ厚さの
板材の加熱する面と反対の面を冷却し、実施例１
と同様にレーザービームで焼鈍すると、厚さ方向
の全長に渡つて相変態が起らず、切断面を顕微鏡
観察すると、γ相とは異なる相（α相）に変態し
ている部分の深さは、約20μｍであつた。
このようにHfを含有するFe−Mn−Ｃ系合金
は、その熱処理の容易さから、複合磁性材料用合
金としての工業的有用性は高いといわねばならな
い。
は、その熱処理の容易さから、複合磁性材料用合
金としての工業的有用性は高いといわねばならな
い。
Claims (1)
- １ Mn：２〜20重量％、Ｃ：0.4〜２重量％、残
部Feからなる組成にHfを0.1〜2.5重量含有せしめ
たことを特徴とする複合磁性材料用合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56088669A JPS57203748A (en) | 1981-06-09 | 1981-06-09 | Alloy for composite magnetic material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56088669A JPS57203748A (en) | 1981-06-09 | 1981-06-09 | Alloy for composite magnetic material |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57203748A JPS57203748A (en) | 1982-12-14 |
| JPH0236663B2 true JPH0236663B2 (ja) | 1990-08-20 |
Family
ID=13949219
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56088669A Granted JPS57203748A (en) | 1981-06-09 | 1981-06-09 | Alloy for composite magnetic material |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57203748A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102534361A (zh) * | 2010-12-14 | 2012-07-04 | Tecnalia研究与创新基金 | 哈德菲尔德高锰钢及其获得方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1986005677A1 (en) * | 1985-04-03 | 1986-10-09 | Kuraray Co., Ltd. | Dental restorative material |
| DE10221800B4 (de) * | 2002-05-15 | 2005-04-07 | Federal-Mogul Burscheid Gmbh | Verfahren zur Erzeugung von Verschleißschichten an Strahlkolbenringen |
-
1981
- 1981-06-09 JP JP56088669A patent/JPS57203748A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102534361A (zh) * | 2010-12-14 | 2012-07-04 | Tecnalia研究与创新基金 | 哈德菲尔德高锰钢及其获得方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57203748A (en) | 1982-12-14 |
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