組成の表記：コロンの複数回使用、以上、以下、未満

US2023175092
40 . The method according to claim 39, wherein the steel of the cold-rolled steel sheet has the following composition by weight:
【請求項２】
  前記冷間圧延された鋼板の鋼が、重量で以下の組成を有する、

C: more than 0.001% and less than 0.1%;

Mn: more than 0.01% and less than 0.6%;

P: less than 0.04%;

S: less than 0.04%;

Al: less than 0.08%;

Si: less than 0.1%;

optional Cu: less than 0.1%;

optional Cr: less than 0.1%;

optional Ni: less than 0.1%;

optionally Ti: less than 0.1%;

optional Nb: less than 0.08%;

optional Mo: less than 0.08%;

optional Sn: less than 0.05%;

optional B: less than 0.01%;

optional N: less than 0.02%;
Ｃ：０．００１％超で、０．１％未満、好ましくは０．０６％未満、
  Ｍｎ：０．０１％超で、０．６％未満、
  Ｐ：０．０４％未満、
  Ｓ：０．０４％未満で、好ましくは０．００１％超、
  Ａｌ：０．０８％未満、
  Ｓｉ：０．１％未満、
  任意のＣｕ：０．１％未満、
  任意のＣｒ：０．１％未満、
  任意のＮｉ：０．１％未満、
  任意選択でＴｉ：０．１％未満で、好ましくは０．０２％超、
  任意のＮｂ：０．０８％未満で、好ましくは０．０１％超、
  任意のＭｏ：０．０８％未満、
  任意のＳｎ：０．０５％未満、
  任意のＢ：０．０１％未満で、好ましくは０．００５％未満で、好ましくは０．０００５％超、
  任意のＮ：０．０２％未満で、特に０．０１６％未満で、好ましくは０．００１％超、

Residual iron and unavoidable impurities,
残部鉄及び不可避不純物、

wherein the average nitrogen content by weight after heating of the cold-rolled steel sheet in the presence of the nitrogen donor is at least 0.005%.
前記窒素供与体の存在下で、前記冷間圧延された鋼板を加熱した後、平均窒素含有量が、重量で少なくとも０．００５％、好ましくは少なくとも０．０１５％である、
  請求項１に記載の方法。

US10954588(SCOPERTA INC [US])
1. An iron-based cored wire alloy feedstock configured for twin wire arc thermal spray applications, the cored wire alloy feedstock comprising:
【請求項１】
  ツインワイヤーアーク熱スプレーアプリケーションのために構成される鉄系コアード（ｃｏｒｅｄ）ワイヤー合金供給原料であって、

a powder and a sheath,
 前記鉄系コアードワイヤー合金供給原料が、パウダー及びシースからなり、

wherein the powder and sheath combination have a composition comprising Fe and, in wt. %:
前記パウダー及びシースの組み合わせが、鉄と、以下の元素（重量％）：

0⟨Al≤2.5;
Ａｌ：０～２．５、

Cr: about 10-15;
Ｃｒ：１０～１５、

0⟨Mn≤2;
Ｍｎ：０～２、

Ni: about 15-25; and
Ｎｉ：１５～２５、及び

Si: about 2.97-5.
Ｓｉ：０～５

とを含む組成を有する、鉄系コアードワイヤー合金供給原料。

WO2021160721(TATA STEEL IJMUIDEN BV [NL])
1 . A hot-rolled steel strip having ultra-high strength, excellent ductility and flangeability comprising (in wt. %):
【請求項１】
  重量％で、

C: 0.10-0.30,
Ｃ：０．１０～０．３０；

Si: 0.50-1.50;
Ｓｉ：０．５０～１．５０；

Al: 0.010-1.00;
Ａｌ：０．０１０～１．００；

Mn: 1.00-3.00,
Ｍｎ：１．００～３．００；

(Si+Al): 0.80-2.50;

and optionally any one or more of the following alloying elements:
場合により、以下の合金元素：

V: less than 0.10;
Ｖ：０．１０未満

Nb: less than 0.10;
Ｎｂ：０．１０未満

Ti: less than 0.10;
Ｔｉ：０．１０未満

Mo: less than 0.50;
Ｍｏ：０．５０未満

Cr: less than 1.50,
Ｃｒ：１．５０未満

Cu: less than 1.00,
Ｃｕ：１．００未満

Ni: less than 0.50;
 Ｎｉ：０．５０未満

B: less than 0.0030 (30 ppm);
Ｂ：０．００３０（３０ｐｐｍ）未満
のうちの１種又は２種以上；

unavoidably also comprising
 不可避的に含まれる以下の元素：

N: less than 0.0100 (100 ppm).
Ｎ：０．０１００（１００ｐｐｍ）未満

S: less than 0.005;
Ｓ：０．００５未満

P: less than 0.020;
Ｐ：０．０２０未満

the remainder being Fe and other unavoidable impurities resulting from the ironmaking and steelmaking process.
を含み、残部がＦｅと製鉄及び製鋼プロセスから生じるその他の不可避不純物とであり、（Ｓｉ＋Ａｌ）が０．８０～２．５０である、超高強度、優れた延性及び優れたフランジ性を有する熱間圧延鋼ストリップであって、

having a yield strength of at least 1100 MPa, an ultimate tensile strength of at least 1200 MPa, a yield ratio of at least 0.85, a total elongation of at least 6.0%, a hole expansion ratio of at least 30% and a bending angle at 1 mm thickness of at least 70°;
前記熱間圧延鋼ストリップが、
  降伏強度：少なくとも１１００ＭＰａ、
  最大引張強度：少なくとも１２００ＭＰａ、
  降伏比：少なくとも０．８５、
  全伸び：少なくとも６．０％、
  穴広げ率：少なくとも３０％、及び、
  厚み１ｍｍにおける曲げ角度：少なくとも７０°
を有し、

having a microstructure consisting of 40 to 85 vol. % of tempered martensite, 60 to 15 vol. % of fresh martensite, less than 1 vol % of retained austenite and substantially no cementite or other carbides.
前記熱間圧延鋼ストリップのミクロ組織が、
  焼戻しマルテンサイト：４０～８５体積％、
  フレッシュマルテンサイト：６０～１５体積％、
  残留オーステナイト：１体積％未満、及び、
  セメンタイト又はその他の炭化物：実質的に存在しない
からなる、前記熱間圧延鋼ストリップ。

WO2017147096(BWXT NUCLEAR OPERATIONS GROUP INC [US])
1 . A weldment, comprising:

a first metallic body and a second metallic body joined by a weld material,
【請求項１】
  溶接材料によって接合された、第１の金属体と第２の金属体とを含み、

wherein the weld material has a composition including:
前記溶接材料は、

Cr 18.0 to 22.0 wt.%,
 Ｃｒ：１８．０～２２．０重量％、

Mn 2.5 to 3.5 wt.%,
Ｍｎ：２．５～３．５重量％、

Fe up to 3.0 wt.%,
Ｆｅ：３．０重量％以下、

N 15 ppm to 120 ppm or 200 ppm to 1500 ppm,
Ｎ  ：１５ｐｐｍ～１２０ｐｐｍまたは２００ｐｐｍ～１５００ｐｐｍ、および

and Ni equal to or greater than 67 wt.%.
Ｎｉ：６７重量％以上

を含む組成を有する、溶接物。

WO2021068084(TEKNA PLASMA SYSTEMS INC [CA])
161. The nanoparticles of claim 159 or 160, having ⟨ 0.5 ppm by number of particles having a size which is ⟩ 1000 nm.
【請求項１６１】
  大きさが１０００ｎｍを超える粒子は、個数で０．５ｐｐｍ未満である、請求項１５９又は１６０に記載のナノ粒子。

162. The nanoparticles of any one of claims 159 to 161, having an average particle size D 50 by number ⟨ 100 nm and an average particle size D50 by volume £ 300 nm.
【請求項１６２】
  数平均粒子径Ｄ_５０は１００ｎｍ以下であり、体積平均粒子径Ｄ_５０は３００ｎｍ以下である、請求項１５９から１６１のいずれか一項に記載のナノ粒子。

163. The nanoparticles of any one of claims 159 to 162, the nanoparticles having an average particle size D90 by volume £ 700 nm, preferably £ 600 nm.
【請求項１６３】
  体積平均粒子径Ｄ_９０は、７００ｎｍ以下、好ましくは、６００ｎｍ以下である、請求項１５９から１６２のいずれか一項に記載のナノ粒子。

164. The nanoparticles of any one of claims 159 to 163, having an average particle size D95 by volume ⟨ 1000 nm, preferably ⟨ 700 nm.
【請求項１６４】
  体積平均粒子径Ｄ_９５は、１０００ｎｍ未満、好ましくは、７００ｎｍ未満である、請求項１５９から１６３のいずれか一項に記載のナノ粒子。

WO2020254186(TATA STEEL IJMUIDEN BV [NL])
1. A method of heat treating a cold rolled steel strip,
【請求項１】
  冷間圧延鋼ストリップを熱処理する方法であって、

which method comprises the steps of:
  前記方法が、以下の工程：

a) soaking a cold rolled steel strip above (Ac3 - 20) for a soaking time t2 of 1 - 200 seconds, thereby obtaining a cold rolled steel strip having an austenitic microstructure;
 ａ）冷間圧延鋼ストリップを１～２００秒の均熱時間ｔ２の間、（Ａｃ３－２０）以上で均熱し、それによりオーステナイトミクロ組織を有する冷間圧延鋼ストリップを得る工程；

//////////

6. The method according to any one of the preceding claims, prior to step a) further comprising heating a cold rolled strip to a temperature above (Ac3 - 20) at a heating rate of at least 0.5 °C/s, 
【請求項６】
  工程ａ）の前に、冷間圧延鋼ストリップを少なくとも０．５℃／秒の加熱速度で（Ａｃ３－２０）以上の温度まで加熱する工程、

WO20200239891(TATA STEEL IJMUIDEN BV [NL])
1. Steel strip, sheet or blank for producing hot-stamped parts having the

following composition inwt%:
【請求項１】
  重量％で、以下の組成：

C: ⟨ 0.20,
Ｃ：０．２０未満

Mn: 0.65 - 3.0,
Ｍｎ：０．６５～３．０

W: 0.10 - 0.60,
Ｗ：０．１０～０．６０

and optionally one or more of the elements selected from:
場合により、

Si: ⟨ 0.10,
Ｓｉ：０．１０未満

Mo: £ 0.10,
Ｍｏ：０．１０以下

Al: £ 0.10,
 Ａｌ：０．１０以下

 

方向性電磁鋼板

US2022220593(THYSSENKRUPP STEEL EUROPE AG [DE])
The non-grain-oriented electrical steel strip or the non-grain-oriented sheet metal preferably
【００６１】
  非方向性電磁鋼ストリップまたは非方向性電磁鋼板は、好ましくは、

DIN EN60404-2に従って決定された

has specific core losses at P1.0; 50 Hz in the range of from 0.7 to 7 W/kg and at P1.5; 50 Hz in the range of from 1.8 to 15 W/kg
P1.0; 0.7～7 W/ kgの範囲で50HzおよびP1.5;1.8～15 W/ kgの範囲で50Hzにおける特定のコア損失、

and/or a polarization at J2500 in the range of from 1.45 T to 1.71 T and at J5000 in the range of from 1.6 T to 1.8 T,
および/または1.45T～1.71Tの範囲のJ2500および1.6T～1.8Tの範囲のJ5000における分極を有する。

determined in accordance with DIN EN 60404-2.

US11566296(ARCELORMITTAL [LU])
[0009] JP2008127612 relates to a non grain-oriented electromagnetic steel sheet having a chemical composition comprising, by mass %, 0.005% or less C, 2 to 4% Si, 1% or less Mn, 0.2 to 2% Al, 0.003 to 0.2% Sn, and the balance Fe with unavoidable impurities.
【０００８】
  ＪＰ２００８１２７６１２は、質量％により０．００５％以下のＣと、２％から４％までのＳｉと、１％以下のＭｎと、０．２％から２％までのＡｌと、０．００３％から０．２％までのＳｎとを含み、残部がＦｅと不可避的不純物である、化学的組成を有する、無方向性電磁鋼板に関する。

The non grain-oriented electromagnetic steel sheet with a thickness of 0.1 to 0.3 mm is manufactured by the steps of: cold-rolling the hot-rolled plate before and after an intermediate annealing step and subsequently recrystallization-annealing the sheet.
０．１ｍｍから０．３ｍｍまでの厚さを有する無方向性電磁鋼板は、中間焼きなまし工程の前後に熱間圧延板を冷間圧延する工程、および続いて、板材の再結晶と焼きなましを行う工程によって製造される。

Such processing route is as for the first application detrimental to productivity since it involves a long production route.
このような加工経路は、長い製造経路を伴うため、ＪＰ２０１３０１８３７という上記の第１の出願の場合と同様に、生産性にとって有害である。

US2022094230(SAIETTA GROUP PLC [GB])
[0098] Briefly turning to FIGS. 12A-12C, there is illustrated a stator assembly 1 which can be seen to include an annular or ring-shaped stator housing 20 which houses the conductive components 10 of the stator 1 .
【００６１】
  図１２Ａ～図１２Ｃを簡単に参照すると、ステータアセンブリ１が示されており、これは、ステータ１の導電コンポーネント１０を収容する環状又はリング状のステータハウジング２０を含んでいることが分かる。

The core of the stator assembly 1 , where the axial flux provided by the rotor magnets interacts with the radially flowing current flowing through the conductive components 10 to generate the torque that causes the rotors 2 a , 2 b to rotate,
ステータアセンブリ１のコアは、ロータ磁石がもたらす軸線方向の磁束が導電コンポーネント１０を通って径方向に流れる電流と相互作用して、ロータ２ａ、２ｂを回転させるトルクを発生する場所であり、

includes radially extending active sections of the conductive components 10 of the stator and flux guides 30 in the form of lamination packs.
ステータの導電コンポーネント１０の径方向に延びる能動部と、ラミネーションパックの形態の磁束ガイド３０とを含む。

The flux guides 30 , in the form of lamination packs, which may comprise grain-oriented electrical steel sheets surrounded by electrical insulation, are positioned in spaces between the radially extending active sections of the conductive components 10 of the core.
磁束ガイド３０は、電気絶縁で包囲された方向性電磁鋼板を含み得るラミネーションパックの形態で、コアの導電コンポーネント１０の径方向に延びる能動部間の空間に位置決めされる。

The flux guides 30 , in the form of lamination packs, act to channel the magnetic flux produced by the permanent magnets 21 - 24 between the current carrying conductors.
磁束ガイド３０は、ラミネーションパックの形態で、永久磁石２１～２４が発生させる磁束を通電導体間に通すよう働く。

結晶化開始温度

US2022112587(UNIV MONASH [AU])
[0079] In the method of the invention the amorphous alloy may be heated at any annealing temperature that is suitable to provide an alloy having microstructure characterised by a crystalline phase made of mainly bcc Fe crystalline grains containing Co and, when present, Ni embedded within an amorphous phase.
【００６２】
本発明の方法において、上記非晶質合金は、非晶質相中に埋め込まれた、Ｃｏ及び存在する場合にはＮｉを含むｂｃｃ  Ｆｅ結晶粒から主になる結晶相を特徴とする微細構造を有する合金を提供するのに好適な任意のアニーリング温度で加熱してもよい。

Without wanting to be confined by theory,
理論で限定されることを望むものではないが、

it is believed that during heating the microstructure of the amorphous alloy
上記非晶質合金の微細構造は、加熱中に、

evolves in accordance with a two-stage crystallisation mechanism in accordance with the sequence (amorphous)→(bcc Fe also containing Co or Ni, when present))+(amorphous phase)→(bcc Fe also containing Co or Ni, when present)+(hard magnetic compounds, such as Fe—B).
（非晶質）→（Ｃｏ又はＮｉ（存在する場合）も含むｂｃｃ  Ｆｅ）＋（非晶質相）→（Ｃｏ又はＮｉ（存在する場合）も含むｂｃｃ  Ｆｅ）＋（Ｆｅ－Ｂ等の硬質磁性化合物）という順序による二段階結晶化機構に従って変化すると考えられる。

[0080] Accordingly, the determination of an appropriate annealing temperature in relation to a given heating rate may be made to ensure minimal or no formation of hard magnetic compounds, i.e. to ensure minimum coercivity.
【００６３】
従って、特定の加熱速度に関して適切なアニーリング温度は、確実に硬質磁性化合物の形成を最小限に抑えるか又は形成しないように、すなわち、保磁力が確実に最小限になるように決定してもよい。

In general, the crystalline phase will form when the annealing temperature is equal to or higher than the crystallization onset temperature.
一般に、アニーリング温度が結晶化開始温度以上の場合に結晶相が形成される。

In that regard, strong magneto-crystalline anisotropy associated with the formation of hard magnetic Fe—B compounds may be induced when the annealing temperature exceeds the crystallization onset temperature of Fe—B compounds.
その点で、アニーリング温度がＦｅ－Ｂ化合物の結晶化開始温度を超える場合、硬質磁性Ｆｅ－Ｂ化合物の形成に関連した強い磁気－結晶異方性が誘起され得る。

Thus, one may determine the annealing temperature to be one that does not reach or exceed the crystallization onset temperature of Fe—B compounds.
このように、アニーリング温度は、Ｆｅ－Ｂ化合物の結晶化開始温度に達しない又は超えないものとなるように決定できる。

For example, the annealing temperature of the amorphous alloy may be just lower (e.g. 5-20° C. lower) than the temperature at which Fe—B compounds start to form.
例えば、上記非晶質合金のアニーリング温度は、Ｆｅ－Ｂ化合物が形成し始める温度よりもわずかに低くてもよい（例えば、５～２０℃低い）。

US10316396(METGLAS INC [US])
[0037] Table 4 shows the chemistry and crystallization temperatures for the initial and secondary stages for an embodiment of the present invention.
【００３５】
  表４は、本発明の実施例の一次段階及び二次段階についての化学組成及び結晶化温度を示す。

Typically the ribbon is wound into a toroidal core or slit and stacked into a shape and possibly impregnated with glue in an electronic application.
一般に電子用途において、薄帯は、トロイダルコアに巻き取られるか、又はスリットされて形状体に（場合により接着剤を浸透させて）積み重ねられる。

The core or stacked shape is then annealed at a temperature above the onset crystallization point but below the secondary crystallization point to induce the nanocrystalline phase.
次に、コア又は積み重ねられた形状体は、結晶化開始温度よりも高いが、二次結晶化温度よりも低い温度で熱処理され、ナノ結晶相とされる。

US2021355022(CORNING INC [US])
[0028] The term “crystallization onset temperature”, or Tx , as used herein, refers to the onset temperature of an exothermic effect of crystallization observed on a differential scanning calorimetric (DSC) test when heating a glass sample with the rate of approximately 10 K/min.
【００２５】
  本明細書中で使用される場合、用語「結晶化開始温度（ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ  ｏｎｓｅｔ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）」、又はＴ_ｘは、およそ１０Ｋ／分の速度でガラス試料を加熱した場合に示差走査熱量測定（ＤＳＣ）試験で観察される、結晶化の発熱効果の開始温度を指す。

Prior to make tests, the glasses were melted and then cooled in air.
試験を実施する前に、ガラスは溶融され、その後空気中で冷却された。

The difference (Tx −Tg ), expressed in ° C., is used as a quantitative estimate of the ability of a glass composition to protect from devitrification when reheating.
℃で表現される差（Ｔ_ｘ－Ｔ_ｇ）は、再加熱時の失透から保護するガラス組成物の能力の定量的推定として用いられる。

薄帯

US2022112587(UNIV MONASH [AU])
[0074] An example of a hot rolling configuration suitable for use in the invention is shown in FIG. 2(b ) .
【００５７】
本発明に好適に使用できる熱間圧延構成の一例を図２（ｂ）に示す。

The Figure shows a configuration based on a pair of pre-heated rollers through which a ribbon of the amorphous alloy is made to pass.
図は、薄帯状の上記非晶質合金を通過させる一対の予熱済みローラに基づく構成を示す。

The rollers are pre-heated to any suitable temperature described herein, and the temperature of each roll may be adjusted independently to achieve the desired alloy structure.
上記ローラは、本明細書に記載の任意の好適な温度まで予熱し、各ロールの温度は、所望の合金構造になるように独立して調節してもよい。

As the rolls rotate, the amorphous alloy ribbon is drawn from a let-out reel and passes between the rolls, which may be pressed against each other at a pressure of the kind described herein.
ロールが回転すると、上記非晶質合金薄帯は、繰り出しリールから繰り出され、ロール間を通過するが、その際ロールは、本明細書に記載されるような圧力で互いに押し付けてもよい。

In the depicted configuration, the ribbon is made to contact one of the rolls tangentially along half the roll's circumference. 
図に示した構成では、薄帯は、一方のロールとロールの外周の半分に沿って接線方向に接触させられる。

US10316396(METGLAS INC [US])
[0001] The present invention relates to an iron based nanocrystalline soft magnetic alloy ribbon whose width is greater than 63.5 mm.
【０００１】
  本発明は、幅が６３．５ｍｍよりも広い鉄基ナノ結晶軟磁性合金薄帯に関するものである。

The as-cast amorphous alloy is heat treated to obtain a nanocrystalline structure.
鋳造ままの非晶質合金は、熱処理されてナノ結晶構造となる。

Such a heat-treated ribbon may be used in current sensors, saturation inductors, transformers, magnetic shielding and various other power conditioning devices.
このような熱処理された薄帯は、電流センサ、可飽和インダクタ、変圧器、磁気遮蔽、及び様々な他の電力調整装置に用いることができる。

L帯（光ファイバ）

US11585899(POINTCLOUD INC [US])
[0152] In an example, the optical signal generation source can include a low optical power master oscillator followed by a one or two stage amplifier.
【００７２】
  一つの事例では、光信号生成源は、低光パワーのマスタ発振器とそれに続く１段の増幅器または２段の増幅器を含むことができる。

In an example, the master oscillator can include a low power single longitudinal and transverse mode continuous wave diode laser such as a distributed feedback (DFB) laser or distributed Bragg reflector (DBR) laser.
一つの事例では、マスタ発振器は、分布帰還型（ＤＦＢ）レーザーまたは分布ブラッグ反射型（ＤＢＲ）レーザーなどの低出力シングル縦モードおよび横モード連続波ダイオードレーザーを含むことができる。

 FIG. 19 illustrates an example of a two-stage amplifier 1900 .
図１９は、一の事例の２段増幅器１９００を示す。

In the two-stage amplifier 1900 , a signal from a single mode laser 1901 can be coupled into a fiber amplifier 1903 through an optical fiber 1902 .
２段増幅器１９００では、シングルモードレーザー１９０１からの信号は、光ファイバ１９０２を介してファイバ増幅器１９０３に結合される。

The output from a first stage can be guided through a fiber 1904 through isolator 1905 and amplified spontaneous emission (ASE) filter 1906 to a second stage of a fiber amplifier.
第１段からの出力は、ファイバ１９０４を介してアイソレータ１９０５および自然放射増幅光（ＡＳＥ）フィルタ１９０６を介して第２段のファイバ増幅器に導かれる。

The output of the second stage of the amplifier can be guided through fiber through isolator 1908 and ASE filter 1909 .
第２段の増幅器の出力は、アイソレータ１９０８およびＡＳＥフィルタ１９０９を介してファイバを介して導かれる。

The first stage of the amplifier can include a single clad or double clad doped fiber amplifier operating in a small signal/high gain regime
第１段の増幅器は、小信号／高利得領域で動作するシングルクラッドまたはダブルクラッドドープのファイバ増幅器を含むことができ、

and the second stage of the amplifier can include a double clad doped fiber amplifier operating in saturation. 
第２段の増幅器は、飽和状態で動作するダブルクラッドドープのファイバ増幅器を含むことができる。

In an example, the wavelength of operation of the system can be 1550 nm or any other wavelength within the C and L bands of the telecommunications windows. 
一つの事例では、システムの動作波長は、１５５０ｎｍ、または通信ウィンドウのＣ帯域およびＬ帯域内の任意の他の波長とすることができる。

US8111453(XTERA COMMUNICATIONS INC [US])
In any case, the optical signal may include one or more wavelength modulated optical signal channel(s) in the L-band in addition to potentially one or more wavelength modulated optical signal channel(s) in the C-band.
いずれにしても、光信号は、Ｃ帯の一つ以上の潜在的な波長変調光信号チャネルに加えてＬ帯の一つ以上の波長変調光信号チャネルを含む可能性がある。

Note that the C-band corresponds to optical wavelengths ranging from 1530 nanometers (nm) to 1565 nm,
なお、Ｃ帯は１５３０ｎｍから１５６５ｎｍの範囲の光波長に対応するが、

while the L-band corresponds to optical wavelengths ranging from 1565 nm to 1625 nm.
Ｌ帯は１５６５ｎｍから１６２５ｎｍの範囲の光波長に対応する。

In one embodiment, all of the optical wavelengths are greater than 1550 nanometers, with perhaps one or more even exceeding 1567 nanometers.
一実施形態では、光波長のすべてが１５５０ｎｍよりも大きく、ことによると、一つ以上の波長が１５６７ｎｍを超えることすらある。