JPS6123646B2 - Preparation of tape wound core - Google Patents
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Description
この発明は、ニツケル45乃至53重量%、残部鉄
で少量の脱酸剤および加工添加物を含む合金から
成る厚さ0.01乃至0.1mmの帯材を巻いて磁心と
し、最低900℃で少くとも1時間の最終焼鈍を行
つた後磁場内で焼きもどし処理を行なう巻磁心の
製造方法に関するものである。 ニツケルを48乃至67重量%を含むニツケル鉄合
金の帯材を巻いた磁心を1150℃と1200℃の間の温
度で水素中に約5時間保持する最終焼鈍に続いて
磁場内で焼もどし処理を行い、その際磁場を帯材
面内でその圧延方向に平行に加えることはよく知
られている。この縦磁場冷却と呼ばれている処理
により矩形ヒステリシスループ又は低磁化におい
て高いダイナミツク透磁率が得られる。 しかしこのように処理された巻磁心は大きな磁
束密度変化と高いパルス透磁率を必要とする用
途、例えば直流磁場で予備磁化されたチヨークコ
イルや中継器には適していない。これらの用途に
対しては従来61乃至67重量%又は74乃至84重量%
という比較的ニツケル含有量の大きいニツケル・
鉄・モリブデン合金の巻磁心を950℃と1220℃の
間で数時間の最終焼鈍の後帯材の圧延方向に垂直
な磁場内で焼もどし処理を行つたものが使用され
た。このような磁心は極めて扁平なヒステリシス
ループを持つことが特徴であり、パルス透磁率が
比較的高く磁束密度変化に対してほぼ一定である
が、0.4乃至0.8T(テスラ)の磁束密度変化で飽
和領域に入ると急速に約4000以下の低い値に低下
する。 この発明の目的は1T以上の高い磁束密度変化
においても技術的な応用に対して充分なパルス透
磁率を持つ巻磁心を製作することである。 この目的は冒頭に挙げた方法において、磁場焼
もどしの際の磁場を帯材面内においてその圧延方
向に垂直に加えることによつて達成される。 この方法は、上記のニツケル量の多い合金に対
して実施する横方向の磁場内の焼もどしをニツケ
ル量が45乃至53重量%のニツケル鉄合金に対して
採用するものであるが、それによつて1T以上の
磁束密度変化において4000あるいは場合によつて
それ以上のパルス透磁率が達成される。ニツケル
量の多い合金に対して横磁場焼もどしを施すこと
によつて得られる利用可能の高い磁束密度変化と
パルス透磁率がニツケル量の低下に伴つて磁化損
失の増大と同時に著しく低下し、例えばニツケル
56重量%のニツケル鉄合金の巻磁心が横磁場焼き
もどしによつてユニポーラ制御装置に使用不可能
となる事実を考えると、この発明の方法の効果は
予想されなかつたものである。ニツケル量が更に
低下すると合金のキユリー温度もそれに伴つて低
下するから、ニツケル量が56重量%以下のニツケ
ル鉄合金に対する横磁場焼きもどしの効果は更に
悪化すると考えるのが当然である。 別の方面からニツケル量約50重量%の鉄ニツケ
ル合金の帯材又は巻磁心を横磁場内で焼きもどし
することは既に報告されているが、これは平坦な
テープおよびこの発明の方法によつて作られる巻
磁心と異り半径方向に貫通した空気間隙を持つ巻
磁心で透磁率が周波数50kHzまで約1200乃至1500
の一定値であるものについて行われた純学問的な
研究であるから、大きな磁束密度変化に際して高
パルス透磁率を持つ巻磁心を作るための横磁場焼
もどしの有効性については何等の示唆も与えるも
のではない。 この発明の方法によれば、ニツケル量が45から
53重量%までの総ての合金組成範囲において磁束
密度変化1Tに対するパルス透磁率を状術的に興
味のある大きさとすることができる。パルス透磁
率と磁束密度変化との大きさの点で有利なニツケ
ル含有量は47乃至52重量%、特に49乃至51重量%
である。これらの合金には必要に応じて少量の脱
酸剤および加工補助剤、例えば0.2乃至1重量%
のマンガン、0.05乃至0.3重量%のシリコンの外
0.5重量%以下のマグネシウム、カルシウム、セ
リウムを含ませてもよい。 帯材は最終焼鈍が終つたとき微粒状の等方性結
晶集合組織を持つているのが有利である。この組
織は磁心に巻く前の適当な加熱と最終変形加工お
よび巻いた後の最終焼鈍によつて作ることができ
る。その際帯材は最終変形加工に先立つて熱処理
しその温度を最終焼鈍により微粒等方性集合組織
となるような結晶集合組織が帯材内に作られる温
度下限界以上の値に選ぶ。この温度限界は最終変
形の変形度の増大に伴つてその値が上昇する。こ
の温度限界については後でもつと正確に説明す
る。 微粒等方性集合組織を作るためには、最低700
℃に少くとも1時間加熱し、最終変形度を80%と
90%の間にするのが特に有効である。この加熱は
一つの冷間加工と最終変形の間の中間焼鈍で代用
することができるが、最終変形の前に行われる熱
間圧延のための加熱をこれに利用してもよい。 最終焼鈍は900℃と1250℃の間で行うのがよ
い。その温度上限は主として利用可能の加熱炉設
備によつて決められる。 大きな磁束密度変化に対するパルス透磁率を更
に高めるためには、帯材を巻く前の加熱と最終変
形およびその後の最終焼鈍により帯材内に磁化容
易軸<001>を圧延方向に持つ等方性結晶集合組
織を作る。即ちこのような処理を行うことにより
横磁場中の焼きもどしによつて作られた圧延方向
に垂直(従つて完成した巻磁心内の磁束に垂直)
である磁化容易軸の外に圧延方向、従つて磁心内
の磁束方向に平行する別の磁化容易軸を持つよう
になる。 集合組織内の磁化容易軸方向に配向されたクリ
スタリツトの割合は少くとも20%とするのが有利
である。 圧延方向に磁化容易軸を持つ集合組織は立方集
合組織(100)<001>とし、多結晶内の配向クリ
スタリツトの立方体面が圧延平面に平行し、その
立方体稜が圧延方向に垂直であるようにすること
ができる。更に(210)<001>配向の磁気的に有
効な結晶粒子を含む二次再結晶組織も考える必要
がある。この配向では(210)面が圧延面に平行
であり、<001>方向が圧延方向に平行である。 磁化容易軸<001>が圧延方向である等方性集
合組織を持つ巻磁心は最終変形を少くとも90%と
し、帯材を予め600℃以上で前に述べた温度限界
以下の温度に加熱することによつて作ることがで
きる。最終変形に先立つ加熱はこの場合にも冷間
変化後の中間焼鈍とするか、あるいは最終冷間変
形前の熱間圧延に際しての加熱を利用することが
できる。 帯材内に作られる結晶集合組織は最終焼鈍温度
に関係する。900℃と1050℃の間の最終焼鈍によ
り立方体組織(100)<001>が、1050℃と1200℃
の間の最終焼鈍により二次再結晶組織が得られ
る。最終変形の前に約700℃以上の温度に加熱す
ると、二次再結晶組織は主として(210)<001>
配向の粒子を含む。最終焼鈍は時間は少くとも1
時間とする必要がある。特に最低2時間とすれば
良好な結晶が得られる。 最終変形前の加熱を変形処理間の中間焼鈍とす
る場合には、この熱処理も等方性組織と異方性組
織のいずれに対しても少くとも1時間、特に2時
間以上とする。 磁化容易軸が帯面内において圧延方向に垂直と
なるようにするための横磁場焼もどしは、予め帯
材のキユリー温度以上に加熱した巻磁心を30分間
300℃とキユリー温度の間の温度に保持して実施
する。この横磁場焼もどしにより帯材のニツケル
原子と鉄原子相互間の秩序が変つて超格子構造と
なり、帯面内にあつて圧延方向に垂直な磁化容易
軸を持つようになる。このキユリー温度以上の加
熱は主としてその前に行われた処理による焼きも
どし状態を消すためのもので、場合によつては省
略してもよい。 焼きもどし処理の細部については種々のやり方
がある。例えば帯材を炉内でキユリー温度又はそ
れ以上の温度から毎時300℃あるいはそれ以下の
冷却速度で約200℃まで冷却し、以後冷却速度を
コントロールすることなく自然冷却させる。更に
炉内で約550℃から例えば毎時200℃の冷却速度で
焼きもどし温度まで冷却した後、帯材をキユリー
温度以下の焼きもどし温度に4時間保持し以後炉
中冷却する。 キユリー温度従つて焼きもどし温度が比較的低
いニツケル量49重量%以下、例えば、47.5重量%
の合金の場合には、まず横磁場無しに炉内で約
550℃から約500℃まで冷却し、この温度に少くと
も1時間保持した後炉外で急冷して過剰の格子空
孔を凍結させる。続く横磁場内の焼きもどし処理
は、約300℃から450℃の間の温度で数時間行うの
がよい。 焼もどし処理中磁心に作用させる磁場は帯材を
ほぼ飽和磁化するもので、材料の内部磁場は少く
とも5A/cmでなければならない。 図面と実施例によつてこの発明を更に詳細に説
明する。 ニツケル量が53重量%以下のニツケル鉄合金の
多結晶帯の場合、立方体面が圧延面に平行であり
立方体稜が圧延方向に平行および垂直である結晶
の集合組織を作ることができる。立方体稜は磁化
容易方向であるから、立方体集合組織(100)<
001>は縦方向および横方向に磁化容易軸を持
つ。この組織は90乃至99%に達する高い冷間変形
と900℃から1050℃の温度範囲においての最終焼
鈍によつて得られる。ただしそのためには最終変
形加工前の加熱処理又は中間焼鈍処理が600℃以
上で第1図に短に縦線で示した温度限界以下であ
る温度、即ちA領域で行われることが前提とな
る。第1図と第2図は前に述べた加熱処理又は中
間焼鈍処理に対する温度限界と最終変形度との関
係を示すもので、縦軸には加熱又は中間焼鈍の温
度Tz(℃)をとり、横軸には最終変形度(%)
をとる。第1図は最終焼鈍温度が900乃至1050℃
の場合、第2図はそれが1050乃至1200℃の場合で
ある。立方集合組織の表われ方は最終変形度が高
い程、出発時の結晶集合組織が微粒である程、従
つてTzが約600℃の再結晶温度に近い程顕著であ
る。中間焼鈍温度を温度限界1以上即ち領域B内
に値にとると、最終焼鈍後に微粒等方性集合組織
が得られる。領域AとBの境界は精確に決定する
ことができないものであるから、短い縦線で境界
を示してある。境界区域は例えば溶融時のスラグ
の量の外に、添加物特に少量のアルミニウムおよ
びモリブデンに関係していくらか移動するが、基
本的な傾向は保持される。 900乃至1050℃の最終焼鈍により立方集合組織
を持つ材料を1050乃至1200℃で焼鈍すると、立方
組織を破壊する二次再結晶が著しい粒子成長を伴
つて起る。この場合の二次再結晶が起る範囲を区
切る温度限界は第2図の2であるが、立方集合組
織が二次再結晶の前提であるから第1図の温度限
界1に対応している。正規の二次再結晶材料は
種々の配向性を示す粒子を含み、一連の磁化に適
してない粒子配向の外に(210)面が立方体面に
平行し<001>方向が圧延方向に平行する磁化に
適した配向粒子を含んでいる。同様な条件の下に
厚さ0.05mm以下の帯材に対して二次再結晶により
主として(210)<001>配向の粒子を形成させる
ことができる。まずTzを第2図の温度限界3の
下のC領域内即ち600℃から700℃の間に選ぶと、
最終焼鈍において正規の二次再結晶が起り、粒子
の大きさは変形度と共に増大する。Tzを温度限
界2と3の間のD領域内に選ぶと、最終焼鈍によ
り主として(210)<001>配向の粒子が形成され
る。この配向は研磨試料において圧延方向に対す
る角度が±37゜又は稀に±66゜である双晶帯とし
て認められる。B領域内のTzでは最終焼鈍によ
り再び微粒等方性集合組織となる。温度限界1お
よび2と同様に二次再結晶が始まる最終焼鈍温度
も、溶融体内の不純物と酸素親和性の添加物例え
ばアルミニウムに関係する。特にアルミニウムの
添加は二次再結晶温度を著しく上昇させる。 最終変形度を第1図、第2図に示されている範
囲外の88%以下に選びTzを600℃以上とすると、
最終焼鈍により微粒等方性集合組織が作られる。
従つて微粒等方性集合組織を持つ巻磁心は次のよ
うにして製作される。 溶融合金の帯材を厚さ7mmまで熱間圧延した後
厚さ2.5mmまで冷間圧延し、1000℃で2時間中間
焼鈍した後0.35mmまで冷間圧延し、700℃で2時
間で中間焼鈍し、最後に0.05mmまで冷間圧延す
る。最後の中間焼鈍後の冷間変形度は85.7%とな
る。幅15mmの帯材を巻いて外径30mm、内径15mmの
巻磁心とする。この磁心を水素中で最終焼鈍し、
炉内で冷却する。続いて磁心を横磁場内で焼もど
し処理する。磁心に加える磁場は永久磁石で発生
させる。完成した磁心について次の物理量を測定
した。弾道法により5A/cmにおいての磁束密度
B5(これはほぼ飽和磁束密度である)と残留磁
化Br,パルス長50μs,パルス間隔20msとして
磁束密度変化ΔBに対するパルス透磁率μp=
1/μ0・Δβ/ΔH=1/1.257104・Δβ/Δ
H・A/Tcm,周波数10kHz で0.3Tまで磁化するときの磁化損失PFe゜実施例
についてこの発明による巻磁心の製作法を説明す
る。実施例1乃至3は微粒等方性集合組織を持つ
巻磁心に対するものであるから、いずれも帯材の
中間焼鈍温度Tzは600℃以上に、最終変形度は88
%以下に選ばれている。 実施例 1 ニツケル50.40重量%、マンガン0.39重量%、
シリコン0.16重量%、残部鉄のニツケル鉄合金を
使用し、最終焼鈍は950℃、4時間とする。焼も
どし処理のため横磁場内で550℃に加熱し、炉内
で毎時約200℃で焼もどし温度480℃まで急冷し、
この温度に4時間保持した後炉内で更に冷却す
る。磁束密度変化ΔBに対するパルス透磁率μp
の値を第3図の曲線11で示す。その他の測定値
は以後の実施例のものと共に後で表にまとめて示
す。 実施例 2 合金は実施例1のものを使用し、処理について
は焼もどし温度だけを変えて460℃とする。ΔB
に対するμpの値は第3図の曲線12で示す。 実施例 3 ニツケル47.55重量%、マンガン0.43重量%、
シリコン0.15重量%、残部鉄の合金を使用し、巻
磁心は水素中で1150℃、4時間の最終焼鈍後磁場
を加えることなく水素中で550℃に加熱し、500℃
まで冷却し、この温度に1時間保持した後過剰の
格子空孔を凍結させるため炉外で急冷する。その
後400℃、4時間の横磁場焼もどし処理を実施す
る。ΔBに対するμpの値は第3図の曲線13で
示す。 第3図と後で表に示す測定値によれば、等方性
結晶集合組織を持つ合金を横磁場内で焼もどし処
理することにより1Tの磁束密度変化に対するパ
ルス透磁率の値は4000乃至5000に達する。 異方性結晶集合組織を持つ合金の場合には次の
実施例4乃至9に示すようにパルス透磁率を更に
高めることができる。 これらの実施例においては溶融合金で作つた帯
材をまず厚さ7mmまで熱間圧延し、続いて厚さ
0.05mmまで冷間圧延する。その際一部は厚さ2.5
mmのとき中間焼鈍する。幅15mmの帯材を巻いて外
径30mm、内径15mmの環状巻磁心とし、水素中で最
終焼鈍した後同じく水素中で横磁場を加えて焼も
どし処理する。完成品について等方性組織の巻磁
心の場合と同じ物理量を測定した。 実施例 4 ニツケル50.40重量%、マンガン0.39重量%、
シリコン0.16重量%、残部鉄のニツケル鉄合金を
使用する。熱間圧延した帯材を中間焼鈍無しに厚
さ7mmから0.05mmまで冷間圧延する。この最終変
形度は99.3%となる。最終変形前の熱間圧延は約
650℃の中間焼鈍と同等である。巻磁心は1150℃
で5時間最終焼鈍して二次再結晶組織を作る。焼
もどし処理のためこれを550℃に加熱した後炉内
で毎時200℃の速度で焼もどし温度480℃まで冷却
し、その温度に4時間保持した後更に炉内で冷却
する。ΔBに対するμpの値は第4図の曲線21
で示す。 実施例 5 実施例4と同じ合金の帯材を熱間圧延した後厚
さ2.5mmまで冷間圧延し、750℃で2時間中間焼鈍
し、続いて冷間圧延により0.05mmとする。この最
終変形度は98%である。環状の巻磁心を1150℃、
5時間の最終焼鈍により主として(210)<001>
配向の集合組織とする。続いて磁心を550℃に加
熱した後炉内で500℃まで冷却し、1時間その温
度に保つ。炉外で急冷して過剰の格子空孔を凍結
させた後横磁場内で400℃4時間の焼もどし処理
を行なう。ΔBに対するμpの値は第4図の曲線
22で示す。 実施例 6 実施例4と同じ合金の帯材を2.5mm厚さまで冷
間圧延し、950℃で2時間中間焼鈍する。続いて
0.05mmまで冷間圧延する。これは98%の最終変形
となる。1150℃5時間の最終焼鈍により主として
(210)<001>配向の集合組織が作られるが、その
粒度は実施例5の集合組織のものより小さい。磁
心に横磁場を加え炉内で毎時150℃の速度で約200
℃まで冷却した後自然冷却させる。ΔBに対する
μpの値は第4図の曲線23で示す。実施例5の
場合よりも遥に高いパルス透磁率は特に粒度が小
さいことに基くものである。 実施例 7 実施例6と同じ方法で巻磁心を作る。但し炉内
で横磁場を加えて550℃から200℃まで冷却すると
きの速度を毎時30℃とする。この場合のΔBに対
するμpの値を第4図の曲線24で示す。実施例
6のものに比べて磁束密度変化が大きいときのパ
ルス透磁率が大きくなつている。 実施例 8 実施例4と同じ合金の帯材を熱間圧延後厚さ
2.5mmまで冷間圧延し、950℃2時間の中間焼鈍の
後0.05mmまで冷間圧延する。950℃4時間の最終
焼鈍により圧延方向の立方集合組織を主とする集
合組織が作られる。横磁場内の焼もどし処理に際
してはまず550℃に加熱し、続いて毎時200℃の速
度で430℃まで冷却し、この温度に4時間保持し
た後更に炉内で冷却する。ΔBに対するμpの値
は第4図の曲線25で示す。 実施例 9 ニツケル47.55重量%、マンガン0.43重量%、
シリコン0.15重量%、残部鉄の合金を使用し、熱
間圧延後まず厚さ2.5mmまで冷却圧延して750℃で
2時間焼鈍した後0.05mmまで冷間圧延する。巻磁
心を1150℃で5時間最終焼鈍すると、(210)<001
>配向を主とする集合組織が作られる。最終焼鈍
後550℃に加熱した後500℃まで冷却し、この温度
に1時間保持してから過剰格子空孔を凍結させる
ため炉外で急冷する。これに続いて横磁場内で
400℃4時間の焼もどし処理を行なう。ΔBに対
するμpの値は第4図の曲線26で示す。 上記の実施例による巻磁心について一連のμp
の値およびその他の測定値を次の表にまとめて示
す。キユリー温度、残留磁化比Br/B5、静的磁
束密度変化ΔBstat=B5−Brも表に示されてい
る。
で少量の脱酸剤および加工添加物を含む合金から
成る厚さ0.01乃至0.1mmの帯材を巻いて磁心と
し、最低900℃で少くとも1時間の最終焼鈍を行
つた後磁場内で焼きもどし処理を行なう巻磁心の
製造方法に関するものである。 ニツケルを48乃至67重量%を含むニツケル鉄合
金の帯材を巻いた磁心を1150℃と1200℃の間の温
度で水素中に約5時間保持する最終焼鈍に続いて
磁場内で焼もどし処理を行い、その際磁場を帯材
面内でその圧延方向に平行に加えることはよく知
られている。この縦磁場冷却と呼ばれている処理
により矩形ヒステリシスループ又は低磁化におい
て高いダイナミツク透磁率が得られる。 しかしこのように処理された巻磁心は大きな磁
束密度変化と高いパルス透磁率を必要とする用
途、例えば直流磁場で予備磁化されたチヨークコ
イルや中継器には適していない。これらの用途に
対しては従来61乃至67重量%又は74乃至84重量%
という比較的ニツケル含有量の大きいニツケル・
鉄・モリブデン合金の巻磁心を950℃と1220℃の
間で数時間の最終焼鈍の後帯材の圧延方向に垂直
な磁場内で焼もどし処理を行つたものが使用され
た。このような磁心は極めて扁平なヒステリシス
ループを持つことが特徴であり、パルス透磁率が
比較的高く磁束密度変化に対してほぼ一定である
が、0.4乃至0.8T(テスラ)の磁束密度変化で飽
和領域に入ると急速に約4000以下の低い値に低下
する。 この発明の目的は1T以上の高い磁束密度変化
においても技術的な応用に対して充分なパルス透
磁率を持つ巻磁心を製作することである。 この目的は冒頭に挙げた方法において、磁場焼
もどしの際の磁場を帯材面内においてその圧延方
向に垂直に加えることによつて達成される。 この方法は、上記のニツケル量の多い合金に対
して実施する横方向の磁場内の焼もどしをニツケ
ル量が45乃至53重量%のニツケル鉄合金に対して
採用するものであるが、それによつて1T以上の
磁束密度変化において4000あるいは場合によつて
それ以上のパルス透磁率が達成される。ニツケル
量の多い合金に対して横磁場焼もどしを施すこと
によつて得られる利用可能の高い磁束密度変化と
パルス透磁率がニツケル量の低下に伴つて磁化損
失の増大と同時に著しく低下し、例えばニツケル
56重量%のニツケル鉄合金の巻磁心が横磁場焼き
もどしによつてユニポーラ制御装置に使用不可能
となる事実を考えると、この発明の方法の効果は
予想されなかつたものである。ニツケル量が更に
低下すると合金のキユリー温度もそれに伴つて低
下するから、ニツケル量が56重量%以下のニツケ
ル鉄合金に対する横磁場焼きもどしの効果は更に
悪化すると考えるのが当然である。 別の方面からニツケル量約50重量%の鉄ニツケ
ル合金の帯材又は巻磁心を横磁場内で焼きもどし
することは既に報告されているが、これは平坦な
テープおよびこの発明の方法によつて作られる巻
磁心と異り半径方向に貫通した空気間隙を持つ巻
磁心で透磁率が周波数50kHzまで約1200乃至1500
の一定値であるものについて行われた純学問的な
研究であるから、大きな磁束密度変化に際して高
パルス透磁率を持つ巻磁心を作るための横磁場焼
もどしの有効性については何等の示唆も与えるも
のではない。 この発明の方法によれば、ニツケル量が45から
53重量%までの総ての合金組成範囲において磁束
密度変化1Tに対するパルス透磁率を状術的に興
味のある大きさとすることができる。パルス透磁
率と磁束密度変化との大きさの点で有利なニツケ
ル含有量は47乃至52重量%、特に49乃至51重量%
である。これらの合金には必要に応じて少量の脱
酸剤および加工補助剤、例えば0.2乃至1重量%
のマンガン、0.05乃至0.3重量%のシリコンの外
0.5重量%以下のマグネシウム、カルシウム、セ
リウムを含ませてもよい。 帯材は最終焼鈍が終つたとき微粒状の等方性結
晶集合組織を持つているのが有利である。この組
織は磁心に巻く前の適当な加熱と最終変形加工お
よび巻いた後の最終焼鈍によつて作ることができ
る。その際帯材は最終変形加工に先立つて熱処理
しその温度を最終焼鈍により微粒等方性集合組織
となるような結晶集合組織が帯材内に作られる温
度下限界以上の値に選ぶ。この温度限界は最終変
形の変形度の増大に伴つてその値が上昇する。こ
の温度限界については後でもつと正確に説明す
る。 微粒等方性集合組織を作るためには、最低700
℃に少くとも1時間加熱し、最終変形度を80%と
90%の間にするのが特に有効である。この加熱は
一つの冷間加工と最終変形の間の中間焼鈍で代用
することができるが、最終変形の前に行われる熱
間圧延のための加熱をこれに利用してもよい。 最終焼鈍は900℃と1250℃の間で行うのがよ
い。その温度上限は主として利用可能の加熱炉設
備によつて決められる。 大きな磁束密度変化に対するパルス透磁率を更
に高めるためには、帯材を巻く前の加熱と最終変
形およびその後の最終焼鈍により帯材内に磁化容
易軸<001>を圧延方向に持つ等方性結晶集合組
織を作る。即ちこのような処理を行うことにより
横磁場中の焼きもどしによつて作られた圧延方向
に垂直(従つて完成した巻磁心内の磁束に垂直)
である磁化容易軸の外に圧延方向、従つて磁心内
の磁束方向に平行する別の磁化容易軸を持つよう
になる。 集合組織内の磁化容易軸方向に配向されたクリ
スタリツトの割合は少くとも20%とするのが有利
である。 圧延方向に磁化容易軸を持つ集合組織は立方集
合組織(100)<001>とし、多結晶内の配向クリ
スタリツトの立方体面が圧延平面に平行し、その
立方体稜が圧延方向に垂直であるようにすること
ができる。更に(210)<001>配向の磁気的に有
効な結晶粒子を含む二次再結晶組織も考える必要
がある。この配向では(210)面が圧延面に平行
であり、<001>方向が圧延方向に平行である。 磁化容易軸<001>が圧延方向である等方性集
合組織を持つ巻磁心は最終変形を少くとも90%と
し、帯材を予め600℃以上で前に述べた温度限界
以下の温度に加熱することによつて作ることがで
きる。最終変形に先立つ加熱はこの場合にも冷間
変化後の中間焼鈍とするか、あるいは最終冷間変
形前の熱間圧延に際しての加熱を利用することが
できる。 帯材内に作られる結晶集合組織は最終焼鈍温度
に関係する。900℃と1050℃の間の最終焼鈍によ
り立方体組織(100)<001>が、1050℃と1200℃
の間の最終焼鈍により二次再結晶組織が得られ
る。最終変形の前に約700℃以上の温度に加熱す
ると、二次再結晶組織は主として(210)<001>
配向の粒子を含む。最終焼鈍は時間は少くとも1
時間とする必要がある。特に最低2時間とすれば
良好な結晶が得られる。 最終変形前の加熱を変形処理間の中間焼鈍とす
る場合には、この熱処理も等方性組織と異方性組
織のいずれに対しても少くとも1時間、特に2時
間以上とする。 磁化容易軸が帯面内において圧延方向に垂直と
なるようにするための横磁場焼もどしは、予め帯
材のキユリー温度以上に加熱した巻磁心を30分間
300℃とキユリー温度の間の温度に保持して実施
する。この横磁場焼もどしにより帯材のニツケル
原子と鉄原子相互間の秩序が変つて超格子構造と
なり、帯面内にあつて圧延方向に垂直な磁化容易
軸を持つようになる。このキユリー温度以上の加
熱は主としてその前に行われた処理による焼きも
どし状態を消すためのもので、場合によつては省
略してもよい。 焼きもどし処理の細部については種々のやり方
がある。例えば帯材を炉内でキユリー温度又はそ
れ以上の温度から毎時300℃あるいはそれ以下の
冷却速度で約200℃まで冷却し、以後冷却速度を
コントロールすることなく自然冷却させる。更に
炉内で約550℃から例えば毎時200℃の冷却速度で
焼きもどし温度まで冷却した後、帯材をキユリー
温度以下の焼きもどし温度に4時間保持し以後炉
中冷却する。 キユリー温度従つて焼きもどし温度が比較的低
いニツケル量49重量%以下、例えば、47.5重量%
の合金の場合には、まず横磁場無しに炉内で約
550℃から約500℃まで冷却し、この温度に少くと
も1時間保持した後炉外で急冷して過剰の格子空
孔を凍結させる。続く横磁場内の焼きもどし処理
は、約300℃から450℃の間の温度で数時間行うの
がよい。 焼もどし処理中磁心に作用させる磁場は帯材を
ほぼ飽和磁化するもので、材料の内部磁場は少く
とも5A/cmでなければならない。 図面と実施例によつてこの発明を更に詳細に説
明する。 ニツケル量が53重量%以下のニツケル鉄合金の
多結晶帯の場合、立方体面が圧延面に平行であり
立方体稜が圧延方向に平行および垂直である結晶
の集合組織を作ることができる。立方体稜は磁化
容易方向であるから、立方体集合組織(100)<
001>は縦方向および横方向に磁化容易軸を持
つ。この組織は90乃至99%に達する高い冷間変形
と900℃から1050℃の温度範囲においての最終焼
鈍によつて得られる。ただしそのためには最終変
形加工前の加熱処理又は中間焼鈍処理が600℃以
上で第1図に短に縦線で示した温度限界以下であ
る温度、即ちA領域で行われることが前提とな
る。第1図と第2図は前に述べた加熱処理又は中
間焼鈍処理に対する温度限界と最終変形度との関
係を示すもので、縦軸には加熱又は中間焼鈍の温
度Tz(℃)をとり、横軸には最終変形度(%)
をとる。第1図は最終焼鈍温度が900乃至1050℃
の場合、第2図はそれが1050乃至1200℃の場合で
ある。立方集合組織の表われ方は最終変形度が高
い程、出発時の結晶集合組織が微粒である程、従
つてTzが約600℃の再結晶温度に近い程顕著であ
る。中間焼鈍温度を温度限界1以上即ち領域B内
に値にとると、最終焼鈍後に微粒等方性集合組織
が得られる。領域AとBの境界は精確に決定する
ことができないものであるから、短い縦線で境界
を示してある。境界区域は例えば溶融時のスラグ
の量の外に、添加物特に少量のアルミニウムおよ
びモリブデンに関係していくらか移動するが、基
本的な傾向は保持される。 900乃至1050℃の最終焼鈍により立方集合組織
を持つ材料を1050乃至1200℃で焼鈍すると、立方
組織を破壊する二次再結晶が著しい粒子成長を伴
つて起る。この場合の二次再結晶が起る範囲を区
切る温度限界は第2図の2であるが、立方集合組
織が二次再結晶の前提であるから第1図の温度限
界1に対応している。正規の二次再結晶材料は
種々の配向性を示す粒子を含み、一連の磁化に適
してない粒子配向の外に(210)面が立方体面に
平行し<001>方向が圧延方向に平行する磁化に
適した配向粒子を含んでいる。同様な条件の下に
厚さ0.05mm以下の帯材に対して二次再結晶により
主として(210)<001>配向の粒子を形成させる
ことができる。まずTzを第2図の温度限界3の
下のC領域内即ち600℃から700℃の間に選ぶと、
最終焼鈍において正規の二次再結晶が起り、粒子
の大きさは変形度と共に増大する。Tzを温度限
界2と3の間のD領域内に選ぶと、最終焼鈍によ
り主として(210)<001>配向の粒子が形成され
る。この配向は研磨試料において圧延方向に対す
る角度が±37゜又は稀に±66゜である双晶帯とし
て認められる。B領域内のTzでは最終焼鈍によ
り再び微粒等方性集合組織となる。温度限界1お
よび2と同様に二次再結晶が始まる最終焼鈍温度
も、溶融体内の不純物と酸素親和性の添加物例え
ばアルミニウムに関係する。特にアルミニウムの
添加は二次再結晶温度を著しく上昇させる。 最終変形度を第1図、第2図に示されている範
囲外の88%以下に選びTzを600℃以上とすると、
最終焼鈍により微粒等方性集合組織が作られる。
従つて微粒等方性集合組織を持つ巻磁心は次のよ
うにして製作される。 溶融合金の帯材を厚さ7mmまで熱間圧延した後
厚さ2.5mmまで冷間圧延し、1000℃で2時間中間
焼鈍した後0.35mmまで冷間圧延し、700℃で2時
間で中間焼鈍し、最後に0.05mmまで冷間圧延す
る。最後の中間焼鈍後の冷間変形度は85.7%とな
る。幅15mmの帯材を巻いて外径30mm、内径15mmの
巻磁心とする。この磁心を水素中で最終焼鈍し、
炉内で冷却する。続いて磁心を横磁場内で焼もど
し処理する。磁心に加える磁場は永久磁石で発生
させる。完成した磁心について次の物理量を測定
した。弾道法により5A/cmにおいての磁束密度
B5(これはほぼ飽和磁束密度である)と残留磁
化Br,パルス長50μs,パルス間隔20msとして
磁束密度変化ΔBに対するパルス透磁率μp=
1/μ0・Δβ/ΔH=1/1.257104・Δβ/Δ
H・A/Tcm,周波数10kHz で0.3Tまで磁化するときの磁化損失PFe゜実施例
についてこの発明による巻磁心の製作法を説明す
る。実施例1乃至3は微粒等方性集合組織を持つ
巻磁心に対するものであるから、いずれも帯材の
中間焼鈍温度Tzは600℃以上に、最終変形度は88
%以下に選ばれている。 実施例 1 ニツケル50.40重量%、マンガン0.39重量%、
シリコン0.16重量%、残部鉄のニツケル鉄合金を
使用し、最終焼鈍は950℃、4時間とする。焼も
どし処理のため横磁場内で550℃に加熱し、炉内
で毎時約200℃で焼もどし温度480℃まで急冷し、
この温度に4時間保持した後炉内で更に冷却す
る。磁束密度変化ΔBに対するパルス透磁率μp
の値を第3図の曲線11で示す。その他の測定値
は以後の実施例のものと共に後で表にまとめて示
す。 実施例 2 合金は実施例1のものを使用し、処理について
は焼もどし温度だけを変えて460℃とする。ΔB
に対するμpの値は第3図の曲線12で示す。 実施例 3 ニツケル47.55重量%、マンガン0.43重量%、
シリコン0.15重量%、残部鉄の合金を使用し、巻
磁心は水素中で1150℃、4時間の最終焼鈍後磁場
を加えることなく水素中で550℃に加熱し、500℃
まで冷却し、この温度に1時間保持した後過剰の
格子空孔を凍結させるため炉外で急冷する。その
後400℃、4時間の横磁場焼もどし処理を実施す
る。ΔBに対するμpの値は第3図の曲線13で
示す。 第3図と後で表に示す測定値によれば、等方性
結晶集合組織を持つ合金を横磁場内で焼もどし処
理することにより1Tの磁束密度変化に対するパ
ルス透磁率の値は4000乃至5000に達する。 異方性結晶集合組織を持つ合金の場合には次の
実施例4乃至9に示すようにパルス透磁率を更に
高めることができる。 これらの実施例においては溶融合金で作つた帯
材をまず厚さ7mmまで熱間圧延し、続いて厚さ
0.05mmまで冷間圧延する。その際一部は厚さ2.5
mmのとき中間焼鈍する。幅15mmの帯材を巻いて外
径30mm、内径15mmの環状巻磁心とし、水素中で最
終焼鈍した後同じく水素中で横磁場を加えて焼も
どし処理する。完成品について等方性組織の巻磁
心の場合と同じ物理量を測定した。 実施例 4 ニツケル50.40重量%、マンガン0.39重量%、
シリコン0.16重量%、残部鉄のニツケル鉄合金を
使用する。熱間圧延した帯材を中間焼鈍無しに厚
さ7mmから0.05mmまで冷間圧延する。この最終変
形度は99.3%となる。最終変形前の熱間圧延は約
650℃の中間焼鈍と同等である。巻磁心は1150℃
で5時間最終焼鈍して二次再結晶組織を作る。焼
もどし処理のためこれを550℃に加熱した後炉内
で毎時200℃の速度で焼もどし温度480℃まで冷却
し、その温度に4時間保持した後更に炉内で冷却
する。ΔBに対するμpの値は第4図の曲線21
で示す。 実施例 5 実施例4と同じ合金の帯材を熱間圧延した後厚
さ2.5mmまで冷間圧延し、750℃で2時間中間焼鈍
し、続いて冷間圧延により0.05mmとする。この最
終変形度は98%である。環状の巻磁心を1150℃、
5時間の最終焼鈍により主として(210)<001>
配向の集合組織とする。続いて磁心を550℃に加
熱した後炉内で500℃まで冷却し、1時間その温
度に保つ。炉外で急冷して過剰の格子空孔を凍結
させた後横磁場内で400℃4時間の焼もどし処理
を行なう。ΔBに対するμpの値は第4図の曲線
22で示す。 実施例 6 実施例4と同じ合金の帯材を2.5mm厚さまで冷
間圧延し、950℃で2時間中間焼鈍する。続いて
0.05mmまで冷間圧延する。これは98%の最終変形
となる。1150℃5時間の最終焼鈍により主として
(210)<001>配向の集合組織が作られるが、その
粒度は実施例5の集合組織のものより小さい。磁
心に横磁場を加え炉内で毎時150℃の速度で約200
℃まで冷却した後自然冷却させる。ΔBに対する
μpの値は第4図の曲線23で示す。実施例5の
場合よりも遥に高いパルス透磁率は特に粒度が小
さいことに基くものである。 実施例 7 実施例6と同じ方法で巻磁心を作る。但し炉内
で横磁場を加えて550℃から200℃まで冷却すると
きの速度を毎時30℃とする。この場合のΔBに対
するμpの値を第4図の曲線24で示す。実施例
6のものに比べて磁束密度変化が大きいときのパ
ルス透磁率が大きくなつている。 実施例 8 実施例4と同じ合金の帯材を熱間圧延後厚さ
2.5mmまで冷間圧延し、950℃2時間の中間焼鈍の
後0.05mmまで冷間圧延する。950℃4時間の最終
焼鈍により圧延方向の立方集合組織を主とする集
合組織が作られる。横磁場内の焼もどし処理に際
してはまず550℃に加熱し、続いて毎時200℃の速
度で430℃まで冷却し、この温度に4時間保持し
た後更に炉内で冷却する。ΔBに対するμpの値
は第4図の曲線25で示す。 実施例 9 ニツケル47.55重量%、マンガン0.43重量%、
シリコン0.15重量%、残部鉄の合金を使用し、熱
間圧延後まず厚さ2.5mmまで冷却圧延して750℃で
2時間焼鈍した後0.05mmまで冷間圧延する。巻磁
心を1150℃で5時間最終焼鈍すると、(210)<001
>配向を主とする集合組織が作られる。最終焼鈍
後550℃に加熱した後500℃まで冷却し、この温度
に1時間保持してから過剰格子空孔を凍結させる
ため炉外で急冷する。これに続いて横磁場内で
400℃4時間の焼もどし処理を行なう。ΔBに対
するμpの値は第4図の曲線26で示す。 上記の実施例による巻磁心について一連のμp
の値およびその他の測定値を次の表にまとめて示
す。キユリー温度、残留磁化比Br/B5、静的磁
束密度変化ΔBstat=B5−Brも表に示されてい
る。
【表】
表に示されているようにこの発明の方法によれ
ばパルス透磁率が磁束密度変化1Tのとき10000以
上であり、1.4Tのときにも4700である巻磁心を
作ることができる。0.3Tおよび10kHzにおいての
磁化損失はニツケル61乃至67重量%、モリブデン
2乃至4重量%、残部鉄の公知合金の横磁場焼も
どしをしたときの値14W/Kgよりは大きいが、技
術的の用途に対しては充分使用に耐える値であ
る。 公知のニツケル鉄モリブデン合金の巻磁心のヒ
ステリシスループは比較的フラツトであるのに対
してこの発明の方法によつて作られた磁心はいく
らか急峻であり、特に異方性集合組織を持つ巻磁
心のものはパーミンバル曲線状に中央がくびれて
いて残留磁化と保磁力が比較的小さい。 第5図に実施例2によつて作られた等方性集合
組織を持つ磁心のヒステリシスループを示す。第
6図は実施例7によつて作られ(210)<001>配
向を主とする磁心のヒステリシスループ、第7図
は実施例8によつて作られ立方集合組織即ち
(100)<001>配向を主とする磁心のヒステリシス
ループである。これらのループは磁心の周辺方向
の磁場により周波数50Hzで測定したダイナミツク
ヒステリシスループである。 第6図と第7図には測定方向に垂直な磁化容易
方向と測定方向に平行な優先方向を持つ結晶組織
との重ね合せがヒステリシスループのくびれに及
ぼす作用が明瞭に示されている。励起磁場が小さ
いときは磁化の転換は主として一軸性異方性Ku
に対する回転過程によつて決定されるのに対し、
励起磁場が大きいときは主としてブロツホ壁移動
が起る。ヒステリシスループの形は測定方向にお
いての結晶学的優先方向の鮮鋭さと材料の保磁力
と測定方向に垂直な磁化容易方向とに関係する。 実施例8による磁心の場合第7図に示すように
430℃4時間の横磁場焼もどしにより圧延方向の
立方集合組織が重ね合わされて比較的強い横方向
磁化容易軸が現われる。これに反して実施例7に
よる磁心は第6図に示すように保磁力が比較的低
い。また(210)<001>集合組織が立方組織程鋭
くないから、ヒステリシスループは第7図よりも
丸くなつている。更にヒステリシスループのくび
れが少いが、これはKuが横磁場焼もどしに際し
て比較的弱く現われるためである。磁束密度変化
1.2Tのときのパルス透磁率は第6図の場合7100
でり、ヒステリシスループを図に示した三種の磁
心の中最高である。大きな磁束密度変化に対して
特に高いパルス透磁率を得るためには、測定方向
においての集合組織と測定方向に垂直な一軸性異
方性Kuとの双方を互に適合して調整することが
重要であることは上記の実施例により理解するこ
とができる。 この発明の方法によつて作られた巻磁心は大き
な磁存密度変化に対するパルス透磁率の高いこと
が必要であるが、磁束密度変化に関係してパルス
透磁率の大きさが一定であることは要求されない
多数の装置に適している。特にこの磁心はパルス
中継器例えば回路網に対する起動中継器又は制御
中継器、ユニポーラ動作のサイリスタの保護リア
クトルとして好適である。また低損失であるため
バイポーラ動作のサイリスタに対しても保護リア
クトルとして適している。
ばパルス透磁率が磁束密度変化1Tのとき10000以
上であり、1.4Tのときにも4700である巻磁心を
作ることができる。0.3Tおよび10kHzにおいての
磁化損失はニツケル61乃至67重量%、モリブデン
2乃至4重量%、残部鉄の公知合金の横磁場焼も
どしをしたときの値14W/Kgよりは大きいが、技
術的の用途に対しては充分使用に耐える値であ
る。 公知のニツケル鉄モリブデン合金の巻磁心のヒ
ステリシスループは比較的フラツトであるのに対
してこの発明の方法によつて作られた磁心はいく
らか急峻であり、特に異方性集合組織を持つ巻磁
心のものはパーミンバル曲線状に中央がくびれて
いて残留磁化と保磁力が比較的小さい。 第5図に実施例2によつて作られた等方性集合
組織を持つ磁心のヒステリシスループを示す。第
6図は実施例7によつて作られ(210)<001>配
向を主とする磁心のヒステリシスループ、第7図
は実施例8によつて作られ立方集合組織即ち
(100)<001>配向を主とする磁心のヒステリシス
ループである。これらのループは磁心の周辺方向
の磁場により周波数50Hzで測定したダイナミツク
ヒステリシスループである。 第6図と第7図には測定方向に垂直な磁化容易
方向と測定方向に平行な優先方向を持つ結晶組織
との重ね合せがヒステリシスループのくびれに及
ぼす作用が明瞭に示されている。励起磁場が小さ
いときは磁化の転換は主として一軸性異方性Ku
に対する回転過程によつて決定されるのに対し、
励起磁場が大きいときは主としてブロツホ壁移動
が起る。ヒステリシスループの形は測定方向にお
いての結晶学的優先方向の鮮鋭さと材料の保磁力
と測定方向に垂直な磁化容易方向とに関係する。 実施例8による磁心の場合第7図に示すように
430℃4時間の横磁場焼もどしにより圧延方向の
立方集合組織が重ね合わされて比較的強い横方向
磁化容易軸が現われる。これに反して実施例7に
よる磁心は第6図に示すように保磁力が比較的低
い。また(210)<001>集合組織が立方組織程鋭
くないから、ヒステリシスループは第7図よりも
丸くなつている。更にヒステリシスループのくび
れが少いが、これはKuが横磁場焼もどしに際し
て比較的弱く現われるためである。磁束密度変化
1.2Tのときのパルス透磁率は第6図の場合7100
でり、ヒステリシスループを図に示した三種の磁
心の中最高である。大きな磁束密度変化に対して
特に高いパルス透磁率を得るためには、測定方向
においての集合組織と測定方向に垂直な一軸性異
方性Kuとの双方を互に適合して調整することが
重要であることは上記の実施例により理解するこ
とができる。 この発明の方法によつて作られた巻磁心は大き
な磁存密度変化に対するパルス透磁率の高いこと
が必要であるが、磁束密度変化に関係してパルス
透磁率の大きさが一定であることは要求されない
多数の装置に適している。特にこの磁心はパルス
中継器例えば回路網に対する起動中継器又は制御
中継器、ユニポーラ動作のサイリスタの保護リア
クトルとして好適である。また低損失であるため
バイポーラ動作のサイリスタに対しても保護リア
クトルとして適している。
第1図は最終焼鈍温度が900乃至1050℃のとき
の加熱又は中間焼鈍の温度限界と最終変形度との
関係を示す曲線図、第2図は最終焼鈍温度が1050
乃至1200℃のときの同じ関係を示す曲線図、第3
図は微粒等方性結晶集合組織を持つ巻磁心の磁束
密度変化に対するパルス透磁率曲線、第4図は異
方性結晶集合組織を持つ巻磁心の磁束密度変化対
パルス透磁率曲線、第5図と第6図と第7図は結
晶集合組織の異る各種の巻磁心のダイナミツクヒ
ステリシスループを示す。
の加熱又は中間焼鈍の温度限界と最終変形度との
関係を示す曲線図、第2図は最終焼鈍温度が1050
乃至1200℃のときの同じ関係を示す曲線図、第3
図は微粒等方性結晶集合組織を持つ巻磁心の磁束
密度変化に対するパルス透磁率曲線、第4図は異
方性結晶集合組織を持つ巻磁心の磁束密度変化対
パルス透磁率曲線、第5図と第6図と第7図は結
晶集合組織の異る各種の巻磁心のダイナミツクヒ
ステリシスループを示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 ニツケルが45乃至53の重量%、残部が鉄と少
量の脱酸剤と加工添加剤である合金から成る厚さ
0.01乃至0.1mmの帯材を環状に巻き、最低900℃の
温度で少なくとも一時間の最終焼鈍を実施した後
磁場内で焼もどしを行なうものにおいて、磁場焼
もどしの際の磁場を磁心に巻かれた帯材の帯面内
でその圧延方向に垂直に加えることを特徴とする
巻磁心の製造方法。 2 ニツケルの含有量が47乃至52重量%の合金を
使用することを特徴とする特許請求の範囲第1項
記載の方法。 3 ニツケルの含有量が49乃至51重量%の合金を
使用することを特徴とする特許請求の範囲第2項
記載の方法。 4 磁心に巻く前の加熱と最終変形加工および巻
いた後の最終焼鈍により帯材に微粒等方性結晶集
合組織を作り、その際帯材をその最終変形加工の
前に熱処理し、その温度を最終焼鈍によつて微粒
等方性結晶集合組織となる結晶集合組織が帯材内
に形成される温度限界以上の値に選ぶことを特徴
とする特許請求の範囲第1項乃至第3項の一つに
記載の方法。 5 最低700℃の温度に少くとも1時間加熱し、
最終変形加工の変形度を80乃至90%とすることを
特徴とする特許請求の範囲第4項記載の方法。 6 最終焼鈍を900℃と1250℃の間で行なうこと
を特徴とする特許請求の範囲第4項又は第5項記
載の方法。 7 帯材を磁心に巻く前の加熱と最終変形加工お
よび巻いた後の最終焼鈍により圧延方向に磁化容
易軸<001>を持つ組織を作ることを特徴とする
特許請求の範囲第1項乃至第3項の一つに記載の
方法。 8 クリスタリツトの少くとも20%が磁化容易軸
方向に配向されて結晶集合組織を作ることを特徴
とする特許請求の範囲第7項記載の方法。 9 最終変形度を少くとも90%とし、帯材を予め
600℃以上で最終焼鈍によつて微粒等方性結晶集
合組織となる組織が形成される温度限界以下の温
度に加熱することを特徴とする特許請求の範囲第
7項又は第8項記載の方法。 10 最終焼鈍を900℃と1050℃の間で行なうこ
とを特徴とする特許請求の範囲第9項記載の方
法。 11 最終焼鈍を1050℃と1200℃の間で行なうこ
とを特徴とする特許請求の範囲第9項記載の方
法。 12 最終変形加工の前に約700℃以上の温度に
加熱することを特徴とする特許請求の範囲第11
項記載の方法。 13 巻磁心を磁場内焼もどし処理として少くと
も30分間約300℃と帯材のキユリー温度との間の
温度に保持することを特徴とする特許請求の範囲
第1項乃至第12項の一つに記載の方法。
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE2814640A DE2814640C2 (de) | 1978-04-05 | 1978-04-05 | Verfahren zum herstellen von bandkernen |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS54135396A JPS54135396A (en) | 1979-10-20 |
JPS6123646B2 true JPS6123646B2 (en) | 1986-06-06 |
Family
ID=6036199
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP54041508A Expired JPS6123646B2 (en) | 1978-04-05 | 1979-04-05 | Preparation of tape wound core |
Country Status (13)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4290827A (ja) |
JP (1) | JPS6123646B2 (ja) |
AT (1) | AT370446B (ja) |
BE (1) | BE875295A (ja) |
CA (1) | CA1131437A (ja) |
CH (1) | CH639425A5 (ja) |
DE (1) | DE2814640C2 (ja) |
ES (1) | ES479337A1 (ja) |
FR (1) | FR2422234A1 (ja) |
GB (1) | GB2023174B (ja) |
IT (1) | IT1112944B (ja) |
NL (1) | NL181588C (ja) |
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Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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DE4422870C1 (de) * | 1994-06-30 | 1995-09-14 | Krupp Vdm Gmbh | Eisen-Nickel-Legierung mit besonderen weichmagnetischen Eigenschaften |
GB2336849B (en) * | 1998-04-27 | 2003-02-26 | Telcon Ltd | Substrate materials |
WO2018109509A1 (fr) * | 2016-09-30 | 2018-06-21 | Aperam | Noyau de transformateur du type d'écoupé-empilé, et transformateur le comportant |
Family Cites Families (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3125472A (en) * | 1964-03-17 | Process for the production of magnetic materials | ||
US2002696A (en) * | 1933-11-11 | 1935-05-28 | Bell Telephone Labor Inc | Magnetic material |
US2430464A (en) * | 1942-07-08 | 1947-11-11 | Bell Telephone Labor Inc | Magnetic materials |
US2891883A (en) * | 1955-06-14 | 1959-06-23 | Gen Electric | Magnetic nickel base material and method of making |
GB944293A (en) * | 1959-05-13 | 1963-12-11 | Matake Kurokawa | A process for the production of ferro-magnetic materials having constancy of permeability by heat treatment in a magnetic field |
DE1558818C2 (de) * | 1966-10-21 | 1975-10-23 | Vacuumschmelze Gmbh, 6450 Hanau | Verfahren zur Herstellung einer Nickel-Eisen-Molybdän-Legierung mit einem Induktionshub von 5000 bis 12 500 Gauß und großer Impulspermeabilität |
DE1558820B2 (de) | 1967-01-25 | 1971-05-19 | Vacuumschmelze Gmbh | Verfahren zur herstellung einer nickel eisen molybden legierung mit einem induktionshub groesser als 3000 gauss und grosser impulspermeabilitaet |
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-
1978
- 1978-04-05 DE DE2814640A patent/DE2814640C2/de not_active Expired
-
1979
- 1979-02-20 CH CH165579A patent/CH639425A5/de not_active IP Right Cessation
- 1979-03-19 SE SE7902447A patent/SE452022B/sv not_active IP Right Cessation
- 1979-03-21 NL NLAANVRAGE7902225,A patent/NL181588C/xx not_active IP Right Cessation
- 1979-03-23 FR FR7907452A patent/FR2422234A1/fr active Granted
- 1979-03-30 GB GB7911270A patent/GB2023174B/en not_active Expired
- 1979-04-03 BE BE0/194383A patent/BE875295A/xx not_active IP Right Cessation
- 1979-04-04 AT AT0249479A patent/AT370446B/de not_active IP Right Cessation
- 1979-04-04 IT IT21590/79A patent/IT1112944B/it active
- 1979-04-04 CA CA324,874A patent/CA1131437A/en not_active Expired
- 1979-04-04 US US06/027,154 patent/US4290827A/en not_active Expired - Lifetime
- 1979-04-05 JP JP54041508A patent/JPS6123646B2/ja not_active Expired
- 1979-04-05 ES ES479337A patent/ES479337A1/es not_active Expired
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Publication number | Publication date |
---|---|
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ES479337A1 (es) | 1979-12-16 |
CA1131437A (en) | 1982-09-14 |
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GB2023174A (en) | 1979-12-28 |
FR2422234A1 (fr) | 1979-11-02 |
NL181588C (nl) | 1987-09-16 |
DE2814640C2 (de) | 1984-03-01 |
IT1112944B (it) | 1986-01-20 |
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IT7921590A0 (it) | 1979-04-04 |
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ATA249479A (de) | 1982-08-15 |
DE2814640A1 (de) | 1979-10-11 |
SE7902447L (sv) | 1979-10-06 |
SE452022B (sv) | 1987-11-09 |
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