JPH0737663B2 - アルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法 - Google Patents
アルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法Info
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- JPH0737663B2 JPH0737663B2 JP41430690A JP41430690A JPH0737663B2 JP H0737663 B2 JPH0737663 B2 JP H0737663B2 JP 41430690 A JP41430690 A JP 41430690A JP 41430690 A JP41430690 A JP 41430690A JP H0737663 B2 JPH0737663 B2 JP H0737663B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、電気カミソリの内刃
や外刃やバリカン等の刃物あるいは電動工具のチャック
やギア等の機構部品など高硬度、高耐摩耗性が要求され
る用途に好適なアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ
系フェライト合金の製造方法に関する。
や外刃やバリカン等の刃物あるいは電動工具のチャック
やギア等の機構部品など高硬度、高耐摩耗性が要求され
る用途に好適なアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ
系フェライト合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高温酸化により合金表面に均一なＡｌ2
Ｏ3 皮膜（アルミナ皮膜）を生じる合金としては、Ｆｅ
−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金が、アルミナ皮膜の剥離
が起こり易いＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系オーステナイト
合金よりも優れている。Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト
合金については、特開昭54-141314 号公報、特開昭56-1
21641 号公報、特開昭58-177437 号公報、特開昭59-536
57号公報、特開昭59-93853号公報で酸化膜の耐剥離性等
の改善が提案されており、また、特開昭57-57859号公
報、特開昭64-47837号公報で加工性の改善が提案されて
いる。
Ｏ3 皮膜（アルミナ皮膜）を生じる合金としては、Ｆｅ
−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金が、アルミナ皮膜の剥離
が起こり易いＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系オーステナイト
合金よりも優れている。Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト
合金については、特開昭54-141314 号公報、特開昭56-1
21641 号公報、特開昭58-177437 号公報、特開昭59-536
57号公報、特開昭59-93853号公報で酸化膜の耐剥離性等
の改善が提案されており、また、特開昭57-57859号公
報、特開昭64-47837号公報で加工性の改善が提案されて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
従来のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金は、強度およ
び硬度が低く、特に、厚み数μｍ以上のアルミナ皮膜を
生じさせるために１０００℃程度の高温加熱処理をする
と、合金基地の結晶粒が粗大化し、得られたアルミナ皮
膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金の硬度が非常に
低いという問題があった。
従来のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金は、強度およ
び硬度が低く、特に、厚み数μｍ以上のアルミナ皮膜を
生じさせるために１０００℃程度の高温加熱処理をする
と、合金基地の結晶粒が粗大化し、得られたアルミナ皮
膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金の硬度が非常に
低いという問題があった。
【０００４】この発明は、緻密かつ密着性に優れた均一
なアルミナ皮膜が硬度の十分な母材表面に形成されてな
るＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金を製造する
ことのできる方法を提供することを課題とする。
なアルミナ皮膜が硬度の十分な母材表面に形成されてな
るＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金を製造する
ことのできる方法を提供することを課題とする。
【０００５】
【問題を解決するための手段】前記課題を解決するた
め、請求項１記載のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−
Ａｌ系フェライト合金の製造方法は、所定の形状に成形
されたＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金を、酸
化雰囲気中、７００℃以上１２００℃未満の温度で加熱
することにより前記合金の表面に酸化アルミニウムを析
出させて酸化アルミニウム（アルミナ）皮膜を形成した
後、１２００℃以上に加熱し、１℃／秒以上の速度で冷
却するようにしており、請求項２記載のアルミナ皮膜付
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法
は、所定の形状に成形されたＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系
フェライト合金を、酸化雰囲気中、１２００℃以上の温
度まで加熱し前記合金の表面に酸化アルミニウムを析出
させて酸化アルミニウム皮膜を形成した後、１℃／秒以
上の速度で冷却するようにしている。
め、請求項１記載のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−
Ａｌ系フェライト合金の製造方法は、所定の形状に成形
されたＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金を、酸
化雰囲気中、７００℃以上１２００℃未満の温度で加熱
することにより前記合金の表面に酸化アルミニウムを析
出させて酸化アルミニウム（アルミナ）皮膜を形成した
後、１２００℃以上に加熱し、１℃／秒以上の速度で冷
却するようにしており、請求項２記載のアルミナ皮膜付
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法
は、所定の形状に成形されたＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系
フェライト合金を、酸化雰囲気中、１２００℃以上の温
度まで加熱し前記合金の表面に酸化アルミニウムを析出
させて酸化アルミニウム皮膜を形成した後、１℃／秒以
上の速度で冷却するようにしている。
【０００６】これら、請求項１、２記載の発明における
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の組成は、請
求項３のように、Ｃｒ：２５〜３５重量％、Ｎｉ：１５
〜２５重量％、Ａｌ：４〜８重量％、Ｔｉ：０〜０．５
重量％、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄおよびＧｄ
のうちのいずれか１種または２種以上：０．０５〜１．
０重量％、残部が実質的にＦｅからなるものが適当であ
る。
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の組成は、請
求項３のように、Ｃｒ：２５〜３５重量％、Ｎｉ：１５
〜２５重量％、Ａｌ：４〜８重量％、Ｔｉ：０〜０．５
重量％、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄおよびＧｄ
のうちのいずれか１種または２種以上：０．０５〜１．
０重量％、残部が実質的にＦｅからなるものが適当であ
る。
【０００７】この発明で得られるアルミナ皮膜付Ｆｅ−
Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金（以下、適宜に「フ
ェライト合金」と言う）は、フェライト相の生地に、高
強靱化に大きな役割を果たすといわれているＮｉＡｌ系
金属間化合物が均一に分散析出した状態となっている。
このため、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金に
比べて強度および硬度が飛躍的に向上している。また、
合金基地中に均一に分散析出したＮｉＡｌの存在によ
り、アルミナ皮膜形成のための熱処理を行った場合、結
晶粒の粗大化が抑制される利点がある。唯、実用性のあ
る十分な厚みのアルミナ皮膜を形成するためには長時間
高温で酸化処理する必要があり、この場合、そのままで
は、フェライト相生成元素であるＡｌがＡｌ2 Ｏ3 とな
るにつれて、ＮｉＡｌの減少並びにオーステナイト相生
成元素であるＮｉ元素の余剰で生じるオーステナイト相
の新たな出現あるいは粗大化が生じ、母材硬度の低下が
起こる。しかし、この発明のように、１℃／秒以上の急
速度で冷却することで硬度低下が阻止できるのである。
Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金（以下、適宜に「フ
ェライト合金」と言う）は、フェライト相の生地に、高
強靱化に大きな役割を果たすといわれているＮｉＡｌ系
金属間化合物が均一に分散析出した状態となっている。
このため、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系フェライト合金に
比べて強度および硬度が飛躍的に向上している。また、
合金基地中に均一に分散析出したＮｉＡｌの存在によ
り、アルミナ皮膜形成のための熱処理を行った場合、結
晶粒の粗大化が抑制される利点がある。唯、実用性のあ
る十分な厚みのアルミナ皮膜を形成するためには長時間
高温で酸化処理する必要があり、この場合、そのままで
は、フェライト相生成元素であるＡｌがＡｌ2 Ｏ3 とな
るにつれて、ＮｉＡｌの減少並びにオーステナイト相生
成元素であるＮｉ元素の余剰で生じるオーステナイト相
の新たな出現あるいは粗大化が生じ、母材硬度の低下が
起こる。しかし、この発明のように、１℃／秒以上の急
速度で冷却することで硬度低下が阻止できるのである。
【０００８】請求項１記載の発明の場合、アルミナ（酸
化アルミニウム）皮膜を形成するための酸化性雰囲気で
の熱処理は、７００℃以上１２００℃未満である。７０
０℃未満だと全面に均一なアルミナ皮膜が形成されず、
また、母材が脆化する恐れがあるので、下限を７００℃
とした。一方、１２００℃以上だとアルミナ皮膜の形成
速度が早いため、長時間加熱した場合、ＮｉＡｌの構成
元素であり、かつ、合金基地のフェライト相生成元素で
あるＡｌ元素がＡｌ2 Ｏ3 となるにつれてＮｉＡｌ量の
減少並びにオーステナイト相生成元素であるＮｉ元素の
余剰によるオーステナイト相の新たな出現あるいは粗大
化が加速されることにより、母材硬度の大幅な低下を招
くので、１２００℃未満とした。好ましくは、１１５０
℃以下である。また、加熱温度が９００℃以下と低い場
合は、加熱時間は０．５時間以上が好ましい。０．５時
間より短いと全面に均一なアルミナ皮膜が形成されない
ことがある。アルミナ皮膜の厚さは、特に限定されな
い。
化アルミニウム）皮膜を形成するための酸化性雰囲気で
の熱処理は、７００℃以上１２００℃未満である。７０
０℃未満だと全面に均一なアルミナ皮膜が形成されず、
また、母材が脆化する恐れがあるので、下限を７００℃
とした。一方、１２００℃以上だとアルミナ皮膜の形成
速度が早いため、長時間加熱した場合、ＮｉＡｌの構成
元素であり、かつ、合金基地のフェライト相生成元素で
あるＡｌ元素がＡｌ2 Ｏ3 となるにつれてＮｉＡｌ量の
減少並びにオーステナイト相生成元素であるＮｉ元素の
余剰によるオーステナイト相の新たな出現あるいは粗大
化が加速されることにより、母材硬度の大幅な低下を招
くので、１２００℃未満とした。好ましくは、１１５０
℃以下である。また、加熱温度が９００℃以下と低い場
合は、加熱時間は０．５時間以上が好ましい。０．５時
間より短いと全面に均一なアルミナ皮膜が形成されない
ことがある。アルミナ皮膜の厚さは、特に限定されな
い。
【０００９】アルミナ皮膜形成後、合金基地中に分散析
出しているＮｉＡｌを合金基地に固溶させ微細化させる
１２００℃以上の温度の熱処理を行う。温度が１２００
℃未満だと固溶・微細化が生じにくいので、１２００℃
を下限とした。また、１３５０℃を超えて加熱すると、
母材が脆化し易くなるので、加熱温度は１３５０℃以下
が好ましい。
出しているＮｉＡｌを合金基地に固溶させ微細化させる
１２００℃以上の温度の熱処理を行う。温度が１２００
℃未満だと固溶・微細化が生じにくいので、１２００℃
を下限とした。また、１３５０℃を超えて加熱すると、
母材が脆化し易くなるので、加熱温度は１３５０℃以下
が好ましい。
【００１０】１２００℃以上での保持時間は、合金基地
中に分散析出しているＮｉＡｌを合金基地に固溶させ微
細化させるに十分な時間であれば特に限定されないが、
加熱温度が１２００℃以上では急速にＮｉＡｌ粒が固溶
・微細化するため保持する必要は特に無い。また、いた
ずらに長時間の加熱はコスト的に不利であるばかりでな
く、前述のとおりＡｌ元素がＡｌ2 Ｏ3 となることによ
り、ＮｉＡｌ量の減少、オーステナイト相の新たな出現
あるいは粗大化による母材硬度の軟化を招くので、１時
間以内とするのが好ましい。
中に分散析出しているＮｉＡｌを合金基地に固溶させ微
細化させるに十分な時間であれば特に限定されないが、
加熱温度が１２００℃以上では急速にＮｉＡｌ粒が固溶
・微細化するため保持する必要は特に無い。また、いた
ずらに長時間の加熱はコスト的に不利であるばかりでな
く、前述のとおりＡｌ元素がＡｌ2 Ｏ3 となることによ
り、ＮｉＡｌ量の減少、オーステナイト相の新たな出現
あるいは粗大化による母材硬度の軟化を招くので、１時
間以内とするのが好ましい。
【００１１】冷却速度が、１℃／秒未満だと加熱温度で
合金基地に固溶し微細化したＮｉＡｌが粒成長を起こ
し、そのため、母材硬度の向上が図れないので、１℃／
秒を冷却速度の下限とした。なお、冷却方法としては、
空冷、水冷等が挙げられるが、これに限らない。この発
明においては、合金表面に形成されたアルミナ皮膜は緻
密で合金との間の密着性が良好であるため、１２００℃
以上の高温度から急速水冷を行っても、アルミナ皮膜の
剥離は生じない。
合金基地に固溶し微細化したＮｉＡｌが粒成長を起こ
し、そのため、母材硬度の向上が図れないので、１℃／
秒を冷却速度の下限とした。なお、冷却方法としては、
空冷、水冷等が挙げられるが、これに限らない。この発
明においては、合金表面に形成されたアルミナ皮膜は緻
密で合金との間の密着性が良好であるため、１２００℃
以上の高温度から急速水冷を行っても、アルミナ皮膜の
剥離は生じない。
【００１２】請求項２の発明においても、表面に緻密で
かつ合金との密着性に優れたＡｌ2 Ｏ3 を主成分とする
酸化物皮膜を備える。従来の耐高温酸化合金であるＦｅ
−Ｃｒ−Ａｌ系合金は、フェライト系固有の強度、硬度
が小さいという弱点をもっており、また、表面に均一な
アルミナ皮膜を形成させるために高温加熱処理を施した
場合、一般の合金と同様に結晶粒の粗大化が認められ硬
度が低下するのに対し、この発明のフェライト合金で
は、酸化雰囲気中、１２００℃以上に加熱し、加熱直後
あるいは所定時間保持の後、１℃／秒以上の速度で冷却
することによって、合金中に均一に分散析出したＮｉＡ
ｌを微細にかつ均一に分散させることにより加熱前に比
べて硬度の大幅な向上を図ることができる。酸化雰囲気
中、１２００℃以上の温度に達する熱処理で同時に表面
に緻密かつ合金との密着性に優れたＡｌ2 Ｏ3 を主成分
とする酸化皮膜を形成することができる。
かつ合金との密着性に優れたＡｌ2 Ｏ3 を主成分とする
酸化物皮膜を備える。従来の耐高温酸化合金であるＦｅ
−Ｃｒ−Ａｌ系合金は、フェライト系固有の強度、硬度
が小さいという弱点をもっており、また、表面に均一な
アルミナ皮膜を形成させるために高温加熱処理を施した
場合、一般の合金と同様に結晶粒の粗大化が認められ硬
度が低下するのに対し、この発明のフェライト合金で
は、酸化雰囲気中、１２００℃以上に加熱し、加熱直後
あるいは所定時間保持の後、１℃／秒以上の速度で冷却
することによって、合金中に均一に分散析出したＮｉＡ
ｌを微細にかつ均一に分散させることにより加熱前に比
べて硬度の大幅な向上を図ることができる。酸化雰囲気
中、１２００℃以上の温度に達する熱処理で同時に表面
に緻密かつ合金との密着性に優れたＡｌ2 Ｏ3 を主成分
とする酸化皮膜を形成することができる。
【００１３】請求項２記載の発明において、加熱温度が
１２００℃未満だと、合金基地中に分散析出しているＮ
ｉＡｌの合金基地への固溶による微細化が起こり難く、
１℃／秒以上の速度で冷却しても硬度の大幅な向上を図
ることは難しいので、１２００℃を下限とした。また、
１３５０℃を超えて加熱すると母材が脆化し易くなるの
で、加熱温度は１３５０℃以下が好ましい。
１２００℃未満だと、合金基地中に分散析出しているＮ
ｉＡｌの合金基地への固溶による微細化が起こり難く、
１℃／秒以上の速度で冷却しても硬度の大幅な向上を図
ることは難しいので、１２００℃を下限とした。また、
１３５０℃を超えて加熱すると母材が脆化し易くなるの
で、加熱温度は１３５０℃以下が好ましい。
【００１４】１２００℃以上での保持時間は、合金基地
中に分散析出しているＮｉＡｌを合金基地中に固溶させ
微細化させるに十分な時間であれば特に限定されるもの
ではないが、加熱温度が１２００℃以上で保持する必要
はなく、加熱後すぐ１℃／秒以上の速さで冷却すれば十
分に硬化する。即ち、合金基地内に固溶し一度微細化す
れば、その後の加熱保持は硬化には不要であり、短時間
で硬化できる利点がある。
中に分散析出しているＮｉＡｌを合金基地中に固溶させ
微細化させるに十分な時間であれば特に限定されるもの
ではないが、加熱温度が１２００℃以上で保持する必要
はなく、加熱後すぐ１℃／秒以上の速さで冷却すれば十
分に硬化する。即ち、合金基地内に固溶し一度微細化す
れば、その後の加熱保持は硬化には不要であり、短時間
で硬化できる利点がある。
【００１５】請求項２記載の発明においても、冷却速度
が、１℃／秒未満では加熱温度で合金基地に固溶し微細
化したＮｉＡｌが粒成長を起こし、その為、母材硬度の
向上が図れないので、１℃／秒を冷却速度の下限とし
た。なお、冷却方法としては、空冷、水冷等があるが、
特に限定されない。得られるフェライト合金表面のアル
ミナ皮膜厚みは、加熱温度が高く加熱時間が長いほど厚
くなる。請求項２記載の発明では、１２００℃以上の加
熱温度で保持しなくても全面に均一なアルミナ皮膜が形
成される。また、１３５０℃を超えて加熱すると母材が
脆化し易くなるので、加熱温度は１３５０℃以下が好ま
しい。アルミナ皮膜厚みを増加させたい場合、加熱時間
を長くすればよい。長いほどアルミナ皮膜厚さに有効で
あるので特に限界はない。しかし、いたずらに長時間加
熱することはコスト的に不利であるばかりでなく、Ｎｉ
Ａｌの成分であり、フェライト安定化元素でもあるＡｌ
元素がＡｌ2 Ｏ3 となるにつれて、微細ＮｉＡｌ量の減
少ならびにオーステナイト相の新たな出現あるいは粗大
化により、１℃／秒以上の急冷によっても母材が硬化せ
ず軟化現象を招くので、５時間以内とするのが好まし
い。アルミナ皮膜の厚みは、特に限定されない。
が、１℃／秒未満では加熱温度で合金基地に固溶し微細
化したＮｉＡｌが粒成長を起こし、その為、母材硬度の
向上が図れないので、１℃／秒を冷却速度の下限とし
た。なお、冷却方法としては、空冷、水冷等があるが、
特に限定されない。得られるフェライト合金表面のアル
ミナ皮膜厚みは、加熱温度が高く加熱時間が長いほど厚
くなる。請求項２記載の発明では、１２００℃以上の加
熱温度で保持しなくても全面に均一なアルミナ皮膜が形
成される。また、１３５０℃を超えて加熱すると母材が
脆化し易くなるので、加熱温度は１３５０℃以下が好ま
しい。アルミナ皮膜厚みを増加させたい場合、加熱時間
を長くすればよい。長いほどアルミナ皮膜厚さに有効で
あるので特に限界はない。しかし、いたずらに長時間加
熱することはコスト的に不利であるばかりでなく、Ｎｉ
Ａｌの成分であり、フェライト安定化元素でもあるＡｌ
元素がＡｌ2 Ｏ3 となるにつれて、微細ＮｉＡｌ量の減
少ならびにオーステナイト相の新たな出現あるいは粗大
化により、１℃／秒以上の急冷によっても母材が硬化せ
ず軟化現象を招くので、５時間以内とするのが好まし
い。アルミナ皮膜の厚みは、特に限定されない。
【００１６】また、この発明において、フェライト合金
に形成されるアルミナ皮膜は緻密でかつ合金との密着性
に優れている為、１℃／秒以上の急速な冷却、例えば、
加熱温度から水冷を行っても、アルミナ皮膜の剥離は起
こらない。請求項３の組成における各元素含有量の限定
理由を説明する。この発明の合金は、フェライト生成元
素であるＣｒおよびＡｌと、オーステナイト生成元素で
あるＮｉとを多量に含有したＦｅ基合金であり、合金が
主としてフェライト相で構成されるように各元素の量を
選ばねばならない。この発明の合金を主としてフェライ
ト相にする理由は次のとおりである。フェライト相の合
金は、酸化加熱処理により、表面に緻密で下地との密着
性の良い厚いＡｌ2 Ｏ3 の膜が均一に生じず、剥離する
からである。合金をフェライト相にする場合、Ｎｉ量を
増加させると、（Ｃｒ＋Ａｌ）量も増加させる必要があ
る。なお、わずかのオーステナイト相が混合してもこの
発明のフェライト合金の性質を損なうことはない。
に形成されるアルミナ皮膜は緻密でかつ合金との密着性
に優れている為、１℃／秒以上の急速な冷却、例えば、
加熱温度から水冷を行っても、アルミナ皮膜の剥離は起
こらない。請求項３の組成における各元素含有量の限定
理由を説明する。この発明の合金は、フェライト生成元
素であるＣｒおよびＡｌと、オーステナイト生成元素で
あるＮｉとを多量に含有したＦｅ基合金であり、合金が
主としてフェライト相で構成されるように各元素の量を
選ばねばならない。この発明の合金を主としてフェライ
ト相にする理由は次のとおりである。フェライト相の合
金は、酸化加熱処理により、表面に緻密で下地との密着
性の良い厚いＡｌ2 Ｏ3 の膜が均一に生じず、剥離する
からである。合金をフェライト相にする場合、Ｎｉ量を
増加させると、（Ｃｒ＋Ａｌ）量も増加させる必要があ
る。なお、わずかのオーステナイト相が混合してもこの
発明のフェライト合金の性質を損なうことはない。
【００１７】この発明の合金では、Ｃｒは、全体の２５
〜３５重量％を占める。Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金におい
て、緻密で表面に均一なアルミナ皮膜を形成させるため
に必要であるが、この発明の合金では多量のＮｉを含有
していて、合金をフェライト相にするためには、Ｎｉが
下限値でＡｌが上限値の場合でも２４重量％以上のＣｒ
が必要である。それで、Ｃｒの下限は２５重量％であ
る。また、合金中のＣｒ含有量が増加するにつれて脆化
の傾向が強くなるので、Ｃｒの上限は３５重量％であ
る。
〜３５重量％を占める。Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金におい
て、緻密で表面に均一なアルミナ皮膜を形成させるため
に必要であるが、この発明の合金では多量のＮｉを含有
していて、合金をフェライト相にするためには、Ｎｉが
下限値でＡｌが上限値の場合でも２４重量％以上のＣｒ
が必要である。それで、Ｃｒの下限は２５重量％であ
る。また、合金中のＣｒ含有量が増加するにつれて脆化
の傾向が強くなるので、Ｃｒの上限は３５重量％であ
る。
【００１８】この発明の合金では、Ｎｉは、全体の１５
〜２５重量％を占める。この発明では、微細なＮｉＡｌ
を合金中に析出させることにより、機械的性質の向上を
はかっているが、Ａｌとの共存下でＮｉＡｌを析出させ
るためにＮｉは不可欠の元素である。機械的性質の向上
に十分効果的であるだけのＮｉＡｌを析出させるために
は、１５重量％程度以上のＮｉを必要とするので、Ｎｉ
の下限は１５重量％である。Ｎｉ量が増加すれば、Ｎｉ
Ａｌの析出や機械的性質の向上に好都合であるが、この
発明の合金はフェライト相で構成されねばならないの
で、オーステナイト生成元素であるＮｉの含有量を増加
すればそれに伴ってＣｒおよびＡｌの含有量を増加させ
る必要がある。しかし、Ｎｉ量が２５重量％を越える
と、Ｃｒ量を増加させねばならず、そうすると脆化しや
すくなるので、Ｎｉの上限値は２５重量％である。
〜２５重量％を占める。この発明では、微細なＮｉＡｌ
を合金中に析出させることにより、機械的性質の向上を
はかっているが、Ａｌとの共存下でＮｉＡｌを析出させ
るためにＮｉは不可欠の元素である。機械的性質の向上
に十分効果的であるだけのＮｉＡｌを析出させるために
は、１５重量％程度以上のＮｉを必要とするので、Ｎｉ
の下限は１５重量％である。Ｎｉ量が増加すれば、Ｎｉ
Ａｌの析出や機械的性質の向上に好都合であるが、この
発明の合金はフェライト相で構成されねばならないの
で、オーステナイト生成元素であるＮｉの含有量を増加
すればそれに伴ってＣｒおよびＡｌの含有量を増加させ
る必要がある。しかし、Ｎｉ量が２５重量％を越える
と、Ｃｒ量を増加させねばならず、そうすると脆化しや
すくなるので、Ｎｉの上限値は２５重量％である。
【００１９】この発明の合金では、Ａｌは、全体の４〜
８重量％を占める。Ａｌは合金中にＮｉＡｌを析出さ
せ、さらに、高温酸化処理により合金表面にアルミナ皮
膜を形成させるためには不可欠な元素である。特に、緻
密で均一な皮膜を形成させるためには、４重量％以上の
Ａｌを含有することが必要である。Ａｌ含有量の増加
は、ＮｉＡｌの析出やアルミナ皮膜の形成に有利である
が、８重量％を越えると合金の加工性が低下するので、
Ａｌの上限は８重量％である。
８重量％を占める。Ａｌは合金中にＮｉＡｌを析出さ
せ、さらに、高温酸化処理により合金表面にアルミナ皮
膜を形成させるためには不可欠な元素である。特に、緻
密で均一な皮膜を形成させるためには、４重量％以上の
Ａｌを含有することが必要である。Ａｌ含有量の増加
は、ＮｉＡｌの析出やアルミナ皮膜の形成に有利である
が、８重量％を越えると合金の加工性が低下するので、
Ａｌの上限は８重量％である。
【００２０】この発明の合金では、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｃ
ｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｇｄ等のチタン族元素や希土類元素は
アルミナ皮膜内に混入して皮膜の脆さを改善するととも
に、皮膜直下の合金内に内部酸化物粒子として分散し、
皮膜の密着性を著しく向上させる。これらの効果が発揮
されるには、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄおよび
Ｇｄのうちの１種または２種以上が少なくとも０．０５
重量％必要である。他方、１．０重量％を越えて含有す
ると、合金の加工性が急激に低下するので、上限は１．
０重量％である。
ｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｇｄ等のチタン族元素や希土類元素は
アルミナ皮膜内に混入して皮膜の脆さを改善するととも
に、皮膜直下の合金内に内部酸化物粒子として分散し、
皮膜の密着性を著しく向上させる。これらの効果が発揮
されるには、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄおよび
Ｇｄのうちの１種または２種以上が少なくとも０．０５
重量％必要である。他方、１．０重量％を越えて含有す
ると、合金の加工性が急激に低下するので、上限は１．
０重量％である。
【００２１】Ｔｉは合金中に０．５重量％程度含有され
ている場合、適当な熱処理により微細な金属間化合物を
形成し、合金の強靱化に役立つ。この発明の合金は、Ｔ
ｉを含んでいないものであってもよいが、このような理
由によりＴｉを含んでいてもよい。ただし、Ｔｉの含有
量が０．５重量％を越えるとアルミナ皮膜の密着性や緻
密性を損なうおそれがあるので０．５重量％以下が望ま
しい。
ている場合、適当な熱処理により微細な金属間化合物を
形成し、合金の強靱化に役立つ。この発明の合金は、Ｔ
ｉを含んでいないものであってもよいが、このような理
由によりＴｉを含んでいてもよい。ただし、Ｔｉの含有
量が０．５重量％を越えるとアルミナ皮膜の密着性や緻
密性を損なうおそれがあるので０．５重量％以下が望ま
しい。
【００２２】この発明の合金は、以上の成分以外の残部
をＦｅが占める。ただし、残部が全てＦｅである場合の
みに限定されず、たとえば、残部がＦｅ以外に不可避的
に存在している不純物も含んでいる場合も含める。な
お、不純物の中でも、Ｓｉ、Ｃ、Ｎの３元素は、下記の
理由により、下記の範囲となるようにすることが好まし
い。
をＦｅが占める。ただし、残部が全てＦｅである場合の
みに限定されず、たとえば、残部がＦｅ以外に不可避的
に存在している不純物も含んでいる場合も含める。な
お、不純物の中でも、Ｓｉ、Ｃ、Ｎの３元素は、下記の
理由により、下記の範囲となるようにすることが好まし
い。
【００２３】Ｓｉは高温酸化処理中にＳｉＯ2 となり、
アルミナ皮膜に混入して皮膜の緻密性を損なうおそれが
あることから、０．３重量％以下とすることが望まし
い。０重量％であってもよい。Ｃは高温でＣｒと反応し
てＣｒ炭化物を形成し、合金を脆化させる。また、ＣＯ
がＣＯ2 ガスとなり、アルミナ皮膜を破壊する。さら
に、希土類と容易に反応し皮膜の密着性向上に対する希
土類元素の効果を低下させる。これらのことから、Ｃは
０．０１重量％以下が望ましい。０重量％であってもよ
い。
アルミナ皮膜に混入して皮膜の緻密性を損なうおそれが
あることから、０．３重量％以下とすることが望まし
い。０重量％であってもよい。Ｃは高温でＣｒと反応し
てＣｒ炭化物を形成し、合金を脆化させる。また、ＣＯ
がＣＯ2 ガスとなり、アルミナ皮膜を破壊する。さら
に、希土類と容易に反応し皮膜の密着性向上に対する希
土類元素の効果を低下させる。これらのことから、Ｃは
０．０１重量％以下が望ましい。０重量％であってもよ
い。
【００２４】Ｎは合金の靱性を低下させ、また、高温加
熱中にＣｒと反応しＣｒ系窒化物となり、合金の脆化の
原因となりうる。このため、０．０１５重量％以下が望
ましい。０重量％であってもよい。この発明のフェライ
ト合金は、以上の成分限定理由で述べたように、基本的
にはフェライト相であるが、数％、より好ましくは１０
％（体積率）以下のオーステナイト相が混合しても合金
の性質を損なうことはなく、均質な膜を形成することが
可能である。
熱中にＣｒと反応しＣｒ系窒化物となり、合金の脆化の
原因となりうる。このため、０．０１５重量％以下が望
ましい。０重量％であってもよい。この発明のフェライ
ト合金は、以上の成分限定理由で述べたように、基本的
にはフェライト相であるが、数％、より好ましくは１０
％（体積率）以下のオーステナイト相が混合しても合金
の性質を損なうことはなく、均質な膜を形成することが
可能である。
【００２５】なお、熱処理する所定形状のフェライト合
金は、各成分を一緒に真空溶解して鋼片を得てから、熱
間鍛造・圧延、温冷間加工の後、所定の形状に成形する
ようにする。この発明により製造されたアルミナ皮膜付
のフェライト合金は、表面に緻密で合金との密着性に優
れた均一なアルミナ皮膜が形成されていて、表面硬度が
母材よりも極めて高く、母材の保護皮膜となっており、
また、従来合金よりも硬度が大幅に向上しているため、
耐摩耗性と耐食性が要求される電気カミソリの内刃、外
刃、バリカン刃の固定刃、可動刃などの刃物や、また、
電動工具等のチャックやギアなどの機構部品、内燃機関
用あるいは腐食雰囲気用バルブなどに応用できる。しか
し、用途は、これらに限定されない。
金は、各成分を一緒に真空溶解して鋼片を得てから、熱
間鍛造・圧延、温冷間加工の後、所定の形状に成形する
ようにする。この発明により製造されたアルミナ皮膜付
のフェライト合金は、表面に緻密で合金との密着性に優
れた均一なアルミナ皮膜が形成されていて、表面硬度が
母材よりも極めて高く、母材の保護皮膜となっており、
また、従来合金よりも硬度が大幅に向上しているため、
耐摩耗性と耐食性が要求される電気カミソリの内刃、外
刃、バリカン刃の固定刃、可動刃などの刃物や、また、
電動工具等のチャックやギアなどの機構部品、内燃機関
用あるいは腐食雰囲気用バルブなどに応用できる。しか
し、用途は、これらに限定されない。
【００２６】
【実施例】以下、この発明の具体的な実施例および比較
例を示すが、この発明は下記実施例に限定されない。 −請求項１記載の発明の実施例− 表１に示す試料 No.１〜７の組成の合金を高周波誘導加
熱式真空溶解炉で溶製し、０．５mm厚の板状に圧延し
た。すなわち、５×１０-4Torr以上の高真空中で、電解
鉄、電解クロムおよびＮｉペレットをアルミナるつぼに
入れて溶解し、溶融液中に、アルミニウム鉄合金、Ｆｅ
Ｚｒ合金、ＦｅＴｉ合金、ならびに、Ｈｆおよび希土類
元素小片を添加した。さらに、同じ真空中で炉内にある
鉄あるいは銅鋳型に鋳込んで約１ｋｇの合金インゴット
を得た。得られたインゴットを８００〜１１００℃に加
熱し、ハンマーで鍛造、さらに、同温度で圧延し、１．
５mm厚とし、表面酸化物を除去後、冷間圧延によって
０．５mm厚とした。これらを０．５mm×１５mm×２０mm
の大きさ切断し試料とした。
例を示すが、この発明は下記実施例に限定されない。 −請求項１記載の発明の実施例− 表１に示す試料 No.１〜７の組成の合金を高周波誘導加
熱式真空溶解炉で溶製し、０．５mm厚の板状に圧延し
た。すなわち、５×１０-4Torr以上の高真空中で、電解
鉄、電解クロムおよびＮｉペレットをアルミナるつぼに
入れて溶解し、溶融液中に、アルミニウム鉄合金、Ｆｅ
Ｚｒ合金、ＦｅＴｉ合金、ならびに、Ｈｆおよび希土類
元素小片を添加した。さらに、同じ真空中で炉内にある
鉄あるいは銅鋳型に鋳込んで約１ｋｇの合金インゴット
を得た。得られたインゴットを８００〜１１００℃に加
熱し、ハンマーで鍛造、さらに、同温度で圧延し、１．
５mm厚とし、表面酸化物を除去後、冷間圧延によって
０．５mm厚とした。これらを０．５mm×１５mm×２０mm
の大きさ切断し試料とした。
【００２７】試料 No.１〜６の板材を、表２に示す条件
のもとに、大気中で加熱し酸化処理を行い、続いて１２
００℃以上に再加熱し、再加熱直後あるいはその温度で
所定時間保持後、１℃／秒以下の速度で急冷した。図１
は、酸化処理および再加熱処理温度と経過時間との関係
をあらわすグラフであり、Ｔ１は酸化処理温度、ｔ１は
酸化処理時間、Ｔ２は再加熱温度、ｔ２は再加熱時間で
ある。
のもとに、大気中で加熱し酸化処理を行い、続いて１２
００℃以上に再加熱し、再加熱直後あるいはその温度で
所定時間保持後、１℃／秒以下の速度で急冷した。図１
は、酸化処理および再加熱処理温度と経過時間との関係
をあらわすグラフであり、Ｔ１は酸化処理温度、ｔ１は
酸化処理時間、Ｔ２は再加熱温度、ｔ２は再加熱時間で
ある。
【００２８】冷却後、板材断面のマクロビッカース硬度
（Ｈｖ）を測定するとともにアルミナ皮膜厚みを測定し
た。測定結果を表２に示す。比較のために、試料 No.１
〜７の板材を、表３に示す条件のもとに、処理し、アル
ミナ皮膜付の合金を得た。マクロビッカース硬度（Ｈ
ｖ）およびアルミナ皮膜厚みを測定した。測定結果を、
表３に記す。なお、比較例１３、１４は従来例である。
（Ｈｖ）を測定するとともにアルミナ皮膜厚みを測定し
た。測定結果を表２に示す。比較のために、試料 No.１
〜７の板材を、表３に示す条件のもとに、処理し、アル
ミナ皮膜付の合金を得た。マクロビッカース硬度（Ｈ
ｖ）およびアルミナ皮膜厚みを測定した。測定結果を、
表３に記す。なお、比較例１３、１４は従来例である。
【００２９】−請求項２記載の発明の実施例− 表１に示す試料 No.１〜７の組成の合金を高周波誘導加
熱式真空溶解炉で溶製し、０．５mm厚の板状に圧延し
た。すなわち、５×１０-4Torr以上の高真空中で、電解
鉄、電解クロムおよびＮｉペレットをアルミナるつぼに
入れて溶解し、溶融液中に、アルミニウム鉄合金、Ｆｅ
Ｚｒ合金、ＦｅＴｉ合金、ならびに、Ｈｆおよび希土類
元素小片を添加した。さらに、同じ真空中で炉内にある
鉄あるいは銅鋳型に鋳込んで約１ｋｇの合金インゴット
を得た。得られたインゴットを８００〜１１００℃に加
熱し、ハンマーで鍛造、さらに、同温度で圧延し、１．
５mm厚とし、表面酸化物を除去後、冷間圧延によって
０．５mm厚とした。これらを０．５mm×１５mm×２０mm
の大きさ切断し試料とした。
熱式真空溶解炉で溶製し、０．５mm厚の板状に圧延し
た。すなわち、５×１０-4Torr以上の高真空中で、電解
鉄、電解クロムおよびＮｉペレットをアルミナるつぼに
入れて溶解し、溶融液中に、アルミニウム鉄合金、Ｆｅ
Ｚｒ合金、ＦｅＴｉ合金、ならびに、Ｈｆおよび希土類
元素小片を添加した。さらに、同じ真空中で炉内にある
鉄あるいは銅鋳型に鋳込んで約１ｋｇの合金インゴット
を得た。得られたインゴットを８００〜１１００℃に加
熱し、ハンマーで鍛造、さらに、同温度で圧延し、１．
５mm厚とし、表面酸化物を除去後、冷間圧延によって
０．５mm厚とした。これらを０．５mm×１５mm×２０mm
の大きさ切断し試料とした。
【００３０】試料 No.１〜６の板材を、表４に示す条件
のもとに、大気中で１２００℃以上の温度に達する処理
を、到達温度に達した直後ないし所定時間保持後、１℃
／秒以下の速度で急冷した。冷却後、板材断面のマクロ
ビッカース硬度（Ｈｖ）を測定するとともにアルミナ皮
膜厚みを測定した。測定結果を表４に示す。比較のため
に、試料 No.１〜７の板材を、表５に示す条件のもと
に、処理し、アルミナ皮膜付の合金を得た。マクロビッ
カース硬度（Ｈｖ）およびアルミナ皮膜厚みを測定し
た。測定結果を、表５に記す。なお、比較例３３、３４
は従来例である。
のもとに、大気中で１２００℃以上の温度に達する処理
を、到達温度に達した直後ないし所定時間保持後、１℃
／秒以下の速度で急冷した。冷却後、板材断面のマクロ
ビッカース硬度（Ｈｖ）を測定するとともにアルミナ皮
膜厚みを測定した。測定結果を表４に示す。比較のため
に、試料 No.１〜７の板材を、表５に示す条件のもと
に、処理し、アルミナ皮膜付の合金を得た。マクロビッ
カース硬度（Ｈｖ）およびアルミナ皮膜厚みを測定し
た。測定結果を、表５に記す。なお、比較例３３、３４
は従来例である。
【００３１】なお、実施例と比較例のデータを比べれ
ば、この発明で得られたアルミナ皮膜付のＦｅ−Ｃｒ−
Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金が十分な硬度を維持してい
ることがよく分かる。図２は、実施例４のアルミナ皮膜
付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部
の金属組織をあらわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）
である。
ば、この発明で得られたアルミナ皮膜付のＦｅ−Ｃｒ−
Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金が十分な硬度を維持してい
ることがよく分かる。図２は、実施例４のアルミナ皮膜
付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部
の金属組織をあらわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）
である。
【００３２】図３は、比較例３のアルミナ皮膜付Ｆｅ−
Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組
織をあらわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
実施例４の場合、ＮｉＡｌ粒子は微細であるが、比較例
３の場合、粒径２〜４μｍの粗大ＮｉＡｌ粒子がみられ
る。図４は、実施例２２のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−
Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあ
らわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組
織をあらわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
実施例４の場合、ＮｉＡｌ粒子は微細であるが、比較例
３の場合、粒径２〜４μｍの粗大ＮｉＡｌ粒子がみられ
る。図４は、実施例２２のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−
Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあ
らわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
【００３３】図５は、比較例１９のアルミナ皮膜付Ｆｅ
−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属
組織をあらわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）であ
る。実施例２２の場合、ＮｉＡｌ粒子は１μｍ以下と微
細であるが、比較例１９の場合、粒径２〜４μｍの粗大
ＮｉＡｌ粒子がみられる。
−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属
組織をあらわす光学顕微鏡写真（倍率７００倍）であ
る。実施例２２の場合、ＮｉＡｌ粒子は１μｍ以下と微
細であるが、比較例１９の場合、粒径２〜４μｍの粗大
ＮｉＡｌ粒子がみられる。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【発明の効果】請求項１、２記載の発明で得られるアル
ミナ皮膜付のＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金
は、母材がＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金で
あるため、アルミナ皮膜は緻密で合金との密着性に優
れ、１℃／秒以下の急冷処理を受けているため、母材硬
度が十分となっている。
ミナ皮膜付のＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金
は、母材がＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金で
あるため、アルミナ皮膜は緻密で合金との密着性に優
れ、１℃／秒以下の急冷処理を受けているため、母材硬
度が十分となっている。
【００４０】請求項３記載の発明で得られるアルミナ皮
膜付のＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金は、合
金組成が適切であるため、緻密で合金との密着性に優れ
たアルミナ皮膜付で母材硬度が十分なものが確実に得ら
れる。
膜付のＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金は、合
金組成が適切であるため、緻密で合金との密着性に優れ
たアルミナ皮膜付で母材硬度が十分なものが確実に得ら
れる。
【図１】酸化処理および再加熱処理温度と経過時間との
関係をあらわすグラフである。
関係をあらわすグラフである。
【図２】実施例４のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−
Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわす
光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわす
光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
【図３】比較例３のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−
Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわす
光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわす
光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
【図４】実施例２２のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ
−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわ
す光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわ
す光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
【図５】比較例１９のアルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ
−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわ
す光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
−Ａｌ系フェライト合金の母材内部の金属組織をあらわ
す光学顕微鏡写真（倍率７００倍）である。
Ｔ１ 酸化処理温度 ｔ１ 酸化処理時間 Ｔ２ 再加熱温度 ｔ２ 再加熱時間
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/50
Claims (3)
- 【請求項１】 所定の形状に成形されたＦｅ−Ｃｒ−Ｎ
ｉ−Ａｌ系フェライト合金を、酸化雰囲気中、７００℃
以上１２００℃未満の温度で加熱することにより前記合
金の表面に酸化アルミニウムを析出させて酸化アルミニ
ウム皮膜を形成した後、１２００℃以上に加熱し、１℃
／秒以上の速度で冷却するようにするアルミナ皮膜付Ｆ
ｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法。 - 【請求項２】 所定の形状に成形されたＦｅ−Ｃｒ−Ｎ
ｉ−Ａｌ系フェライト合金を、酸化雰囲気中、１２００
℃以上の温度まで加熱し前記合金の表面に酸化アルミニ
ウムを析出させて酸化アルミニウム皮膜を形成した後、
１℃／秒以上の速度で冷却するようにするアルミナ皮膜
付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方
法。 - 【請求項３】 Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合
金が、Ｃｒ：２５〜３５重量％、Ｎｉ：１５〜２５重量
％、Ａｌ：４〜８重量％、Ｔｉ：０〜０．５重量％、Ｚ
ｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｌａ、ＮｄおよびＧｄのうちのい
ずれか１種または２種以上：０．０５〜１．０重量％、
残部が実質的にＦｅからなる請求項１または２記載のア
ルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41430690A JPH0737663B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | アルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41430690A JPH0737663B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | アルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04308031A JPH04308031A (ja) | 1992-10-30 |
| JPH0737663B2 true JPH0737663B2 (ja) | 1995-04-26 |
Family
ID=18522800
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP41430690A Expired - Fee Related JPH0737663B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | アルミナ皮膜付Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系フェライト合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0737663B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7284461B2 (en) * | 2004-12-16 | 2007-10-23 | The Gillette Company | Colored razor blades |
-
1990
- 1990-12-25 JP JP41430690A patent/JPH0737663B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04308031A (ja) | 1992-10-30 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |