JP3161644B2 - オーステナイト系ステンレス製品の窒化方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス製品の窒化方法Info
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- C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高度の耐蝕性と高い表
面硬度の双方を備えたオーステナイト系ステンレス製品
の窒化方法に関するものである。
面硬度の双方を備えたオーステナイト系ステンレス製品
の窒化方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、ステンレス製品、特にクロム
含有量が略１８重量％（以下「％」と略す）でニッケル
含有量が略８％の１８−８系ステンレス製品は、高耐蝕
性および優れた加工性を有するため、最も広く使用され
ている。ただ、これらの素材は、焼入れ硬化性を備えて
おらず、加工硬化性による硬度の向上も大きくない。こ
のため、高い摩擦強度が要求される部品の素材として応
用されるのは不向きであって、一般に、例えば焼入れ硬
化性を有するマルテンサイト系ステンレス製品で代用さ
れる場合が多い。しかし、最近では、上記１８−８系ス
テンレス製品を窒化硬化して硬度を向上させたものも増
加してきている。このステンレス製品の窒化温度は、通
常、５５０〜５７０℃程度に設定され、低温でも４８０
℃程度に設定される。
含有量が略１８重量％（以下「％」と略す）でニッケル
含有量が略８％の１８−８系ステンレス製品は、高耐蝕
性および優れた加工性を有するため、最も広く使用され
ている。ただ、これらの素材は、焼入れ硬化性を備えて
おらず、加工硬化性による硬度の向上も大きくない。こ
のため、高い摩擦強度が要求される部品の素材として応
用されるのは不向きであって、一般に、例えば焼入れ硬
化性を有するマルテンサイト系ステンレス製品で代用さ
れる場合が多い。しかし、最近では、上記１８−８系ス
テンレス製品を窒化硬化して硬度を向上させたものも増
加してきている。このステンレス製品の窒化温度は、通
常、５５０〜５７０℃程度に設定され、低温でも４８０
℃程度に設定される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記マ
ルテンサイト系ステンレス製品および１８−８系ステン
レス窒化製品のいずれの場合も、未処理のオーステナイ
ト系ステンレス製品に比べて耐蝕性が非常に低くなると
いう欠点を有している。特に、上記窒化硬化した１８−
８系ステンレス製品における耐蝕性劣化は、本発明者ら
の研究の結果、つぎのような原因によるものと考えられ
る。すなわち、形成された窒化層中に、結晶Ｃｒ窒化物
（ＣｒＮ，Ｃｒ2 Ｎ等）が生成することにより、固溶Ｃ
ｒ濃度が大幅に低下し、ステンレス本来の耐蝕性保持機
能を果たすべき不働態皮膜の形成に必要不可欠な活性Ｃ
ｒが皆無となってしまうからである。したがって、ステ
ンレス製品に窒化処理を施す場合、耐蝕性を犠牲にしな
ければならず、このためオーステナイト系ステンレス製
品の窒化硬化での硬度の向上による応用は、限定された
ものとなっていた。
ルテンサイト系ステンレス製品および１８−８系ステン
レス窒化製品のいずれの場合も、未処理のオーステナイ
ト系ステンレス製品に比べて耐蝕性が非常に低くなると
いう欠点を有している。特に、上記窒化硬化した１８−
８系ステンレス製品における耐蝕性劣化は、本発明者ら
の研究の結果、つぎのような原因によるものと考えられ
る。すなわち、形成された窒化層中に、結晶Ｃｒ窒化物
（ＣｒＮ，Ｃｒ2 Ｎ等）が生成することにより、固溶Ｃ
ｒ濃度が大幅に低下し、ステンレス本来の耐蝕性保持機
能を果たすべき不働態皮膜の形成に必要不可欠な活性Ｃ
ｒが皆無となってしまうからである。したがって、ステ
ンレス製品に窒化処理を施す場合、耐蝕性を犠牲にしな
ければならず、このためオーステナイト系ステンレス製
品の窒化硬化での硬度の向上による応用は、限定された
ものとなっていた。
【０００４】本発明は、このような事情に鑑みなされた
もので、優れた耐蝕性を備え、しかも高い表面硬度をも
備えたオーステナイト系ステンレス製品の窒化方法の提
供をその目的とする。
もので、優れた耐蝕性を備え、しかも高い表面硬度をも
備えたオーステナイト系ステンレス製品の窒化方法の提
供をその目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
め、本発明は、フッ素系ガス雰囲気下において、オース
テナイト系ステンレス製品を加熱状態で保持し、ついで
これを窒化雰囲気下において４５０℃以下の加熱状態で
保持して、オーステナイト系ステンレス製品の表面層を
窒化層に形成するオーステナイト系ステンレス製品の窒
化方法を第一の要旨とし、上記のようにしてオーステナ
イト系ステンレス製品の表面層を窒化層に形成したの
ち、ＨＮＯ3 を含む強混酸溶液に接触させ、その表面を
清浄化するオーステナイト系ステンレス製品の窒化方法
を第二の要旨とする。
め、本発明は、フッ素系ガス雰囲気下において、オース
テナイト系ステンレス製品を加熱状態で保持し、ついで
これを窒化雰囲気下において４５０℃以下の加熱状態で
保持して、オーステナイト系ステンレス製品の表面層を
窒化層に形成するオーステナイト系ステンレス製品の窒
化方法を第一の要旨とし、上記のようにしてオーステナ
イト系ステンレス製品の表面層を窒化層に形成したの
ち、ＨＮＯ3 を含む強混酸溶液に接触させ、その表面を
清浄化するオーステナイト系ステンレス製品の窒化方法
を第二の要旨とする。
【０００６】
【作用】すなわち、本発明者らは、ステンレス製品本来
の有する耐蝕性を損なわず、しかも高硬度なステンレス
製品を得るために一連の研究を重ねた。その研究の過程
で、先に述べたように、従来の窒化処理において、ステ
ンレス表面を硬化させる原動力となる結晶Ｃｒ窒化物
は、一方では活性Ｃｒ濃度を低下させ、ステンレス製品
の有する耐蝕性を失わせてしまう。つまり、形成された
窒化層中に結晶Ｃｒ窒化物（ＣｒＮ，Ｃｒ2 Ｎ等）が生
成することにより、固溶Ｃｒ濃度が大幅に低下し、ステ
ンレス本来の耐蝕性保持機能をはたすべき不働態皮膜の
形成に必要不可欠な活性Ｃｒが皆無となってしまうこと
を突き止めた。そして、さらに研究を重ねた結果、この
ような現象は４５０℃を超えた加熱温度下で窒化硬化処
理を行った場合に顕著であって、これを避けるために
は、ステンレス製品をフッ化処理してＮ原子を浸透させ
やすい状態にした上で、４５０℃以下の加熱温度で窒化
処理を行うと、ビッカーズ硬度Ｈｖ＝９００〜１２００
程度の高い表面硬度を有する窒化層を形成することがで
き、しかも従来の高温窒化処理の場合に比べて相対的に
耐蝕性の劣化を小さくできることを見出し本発明に到達
した。そのうえ、４２０℃以下の温度で処理し形成され
た窒化層中には、Ｘ線回析法によって分析した結果、結
晶質のＣｒ窒化物や鉄窒化物は確認されず、良好な耐蝕
性を持つ窒化硬化層の形成要因は非結晶質の窒化物の生
成によることが判明した。また、上記のように、表面層
を窒化層に形成したのち、ＨＮＯ3 を含む強混酸溶液で
清浄化処理（後処理）すると、一層好適になる。このよ
うに、本発明における窒化方法には、上記のような後処
理も含める趣旨である。
の有する耐蝕性を損なわず、しかも高硬度なステンレス
製品を得るために一連の研究を重ねた。その研究の過程
で、先に述べたように、従来の窒化処理において、ステ
ンレス表面を硬化させる原動力となる結晶Ｃｒ窒化物
は、一方では活性Ｃｒ濃度を低下させ、ステンレス製品
の有する耐蝕性を失わせてしまう。つまり、形成された
窒化層中に結晶Ｃｒ窒化物（ＣｒＮ，Ｃｒ2 Ｎ等）が生
成することにより、固溶Ｃｒ濃度が大幅に低下し、ステ
ンレス本来の耐蝕性保持機能をはたすべき不働態皮膜の
形成に必要不可欠な活性Ｃｒが皆無となってしまうこと
を突き止めた。そして、さらに研究を重ねた結果、この
ような現象は４５０℃を超えた加熱温度下で窒化硬化処
理を行った場合に顕著であって、これを避けるために
は、ステンレス製品をフッ化処理してＮ原子を浸透させ
やすい状態にした上で、４５０℃以下の加熱温度で窒化
処理を行うと、ビッカーズ硬度Ｈｖ＝９００〜１２００
程度の高い表面硬度を有する窒化層を形成することがで
き、しかも従来の高温窒化処理の場合に比べて相対的に
耐蝕性の劣化を小さくできることを見出し本発明に到達
した。そのうえ、４２０℃以下の温度で処理し形成され
た窒化層中には、Ｘ線回析法によって分析した結果、結
晶質のＣｒ窒化物や鉄窒化物は確認されず、良好な耐蝕
性を持つ窒化硬化層の形成要因は非結晶質の窒化物の生
成によることが判明した。また、上記のように、表面層
を窒化層に形成したのち、ＨＮＯ3 を含む強混酸溶液で
清浄化処理（後処理）すると、一層好適になる。このよ
うに、本発明における窒化方法には、上記のような後処
理も含める趣旨である。
【０００７】つぎに、本発明を詳しく説明する。
【０００８】本発明によるオーステナイト系ステンレス
製品は、フッ素系ガス雰囲気下においてオーステナイト
系ステンレス製品を加熱状態で保持し、ついで、これを
窒化雰囲気下において特定の温度以下の加熱状態で保持
してオーステナイト系ステンレス製品の表面層を窒化層
に形成することにより得られる。また、このようにして
表面層を窒化層に形成したのち、ＨＦを含む酸溶液に接
触させその表面を清浄化すると一層好適になる。
製品は、フッ素系ガス雰囲気下においてオーステナイト
系ステンレス製品を加熱状態で保持し、ついで、これを
窒化雰囲気下において特定の温度以下の加熱状態で保持
してオーステナイト系ステンレス製品の表面層を窒化層
に形成することにより得られる。また、このようにして
表面層を窒化層に形成したのち、ＨＦを含む酸溶液に接
触させその表面を清浄化すると一層好適になる。
【０００９】上記オーステナイト系ステンレス製品の材
料であるオーステナイト系ステンレス材としては、最も
代表的なステンレス製品である１８−８系オーステナイ
ト系ステンレス材料が使用されるが、さらに高い耐蝕性
が要求される場合は、活性クロム量を増加しうるよう
に、クロムを２２％以上含有し、かつ常温でオーステナ
イト組織を有するステンレスが用いられる。また、モリ
ブデンを１．５％以上含むオーステナイト系ステンレス
材料を用いても、上記と同様の高い耐蝕性が得られる。
このモリブデンの添加は、上記１８−８系オーステナイ
ト系ステンレス材料に対して、一層耐蝕性を向上させる
ようになる。さらに、本発明で用いるオーステナイト系
ステンレス材料には、モリブデンを１．５％以上、クロ
ムを２２％以上含有するオーステナイト−フェライト二
相系ステンレス材（ＳＵＳ３２９Ｊ 1 ，ＳＵＳ３２９Ｊ
2 ）も含まれる。このようなオーステナイト−フェライ
ト二相系ステンレス材に上記処理を施すことによっても
上記と同様の高い耐蝕性が得られるようになる。この場
合には、窒化後、窒化層の最表層をＨＮＯ3 ・ＨＦ，Ｈ
ＮＯ3 ・Ｈｃｌのような強酸（混合酸）に浸漬して、表
面から厚み３μｍ〜５μｍを除去すると、耐蝕性が一層
向上する。浸漬温度は常温でも良いが、必要に応じて４
０℃〜５０℃まで加熱する。
料であるオーステナイト系ステンレス材としては、最も
代表的なステンレス製品である１８−８系オーステナイ
ト系ステンレス材料が使用されるが、さらに高い耐蝕性
が要求される場合は、活性クロム量を増加しうるよう
に、クロムを２２％以上含有し、かつ常温でオーステナ
イト組織を有するステンレスが用いられる。また、モリ
ブデンを１．５％以上含むオーステナイト系ステンレス
材料を用いても、上記と同様の高い耐蝕性が得られる。
このモリブデンの添加は、上記１８−８系オーステナイ
ト系ステンレス材料に対して、一層耐蝕性を向上させる
ようになる。さらに、本発明で用いるオーステナイト系
ステンレス材料には、モリブデンを１．５％以上、クロ
ムを２２％以上含有するオーステナイト−フェライト二
相系ステンレス材（ＳＵＳ３２９Ｊ 1 ，ＳＵＳ３２９Ｊ
2 ）も含まれる。このようなオーステナイト−フェライ
ト二相系ステンレス材に上記処理を施すことによっても
上記と同様の高い耐蝕性が得られるようになる。この場
合には、窒化後、窒化層の最表層をＨＮＯ3 ・ＨＦ，Ｈ
ＮＯ3 ・Ｈｃｌのような強酸（混合酸）に浸漬して、表
面から厚み３μｍ〜５μｍを除去すると、耐蝕性が一層
向上する。浸漬温度は常温でも良いが、必要に応じて４
０℃〜５０℃まで加熱する。
【００１０】上記オーステナイト系ステンレス製品をそ
の中に入れて処理するフッ素系ガス雰囲気に用いるフッ
素系ガスとしては、ＮＦ3 ，ＢＦ3 ，ＣＦ4 ，ＣＦ，Ｓ
Ｆ6，Ｃ2 Ｆ6 ，ＷＦ6 ，ＣＨＦ3 ，ＳｉＦ4 等からな
るフッ素化合物ガスがあげられ、単独でもしくは併せて
使用される。また、これら以外に、分子内にＦを含む他
のフッ素化合物ガスも上記フッ素系ガスとして用いるこ
とができる。また、このようなフッ素化合物ガスを熱分
解装置で熱分解させて生成させたＦ2 ガスや予めつくら
れたＦ2 ガスも上記フッ素系ガスとして用いることもで
きる。このようなフッ素化合物ガスとＦ2 ガスとは、場
合によって混合使用される。そして、上記フッ素化合物
ガス，Ｆ2 ガス等のフッ素系ガスは、それのみで用いる
こともできるが、通常は、Ｎ2 ガス等の不活性ガスで希
釈されて使用される。このような希釈されたガスにおけ
るフッ素系ガス自身の濃度は、例えば１００００〜１０
００００ｐｐｍであり、好ましくは２００００〜７００
００ｐｐｍ、より好ましくは３００００〜５００００ｐ
ｐｍである。このフッ素系ガスとして最も実用性を備え
ているのはＮＦ3 である。上記ＮＦ3 は、常温でガス状
であり、化学的安定性が高く、取扱いが容易である。
の中に入れて処理するフッ素系ガス雰囲気に用いるフッ
素系ガスとしては、ＮＦ3 ，ＢＦ3 ，ＣＦ4 ，ＣＦ，Ｓ
Ｆ6，Ｃ2 Ｆ6 ，ＷＦ6 ，ＣＨＦ3 ，ＳｉＦ4 等からな
るフッ素化合物ガスがあげられ、単独でもしくは併せて
使用される。また、これら以外に、分子内にＦを含む他
のフッ素化合物ガスも上記フッ素系ガスとして用いるこ
とができる。また、このようなフッ素化合物ガスを熱分
解装置で熱分解させて生成させたＦ2 ガスや予めつくら
れたＦ2 ガスも上記フッ素系ガスとして用いることもで
きる。このようなフッ素化合物ガスとＦ2 ガスとは、場
合によって混合使用される。そして、上記フッ素化合物
ガス，Ｆ2 ガス等のフッ素系ガスは、それのみで用いる
こともできるが、通常は、Ｎ2 ガス等の不活性ガスで希
釈されて使用される。このような希釈されたガスにおけ
るフッ素系ガス自身の濃度は、例えば１００００〜１０
００００ｐｐｍであり、好ましくは２００００〜７００
００ｐｐｍ、より好ましくは３００００〜５００００ｐ
ｐｍである。このフッ素系ガスとして最も実用性を備え
ているのはＮＦ3 である。上記ＮＦ3 は、常温でガス状
であり、化学的安定性が高く、取扱いが容易である。
【００１１】本発明では、まず、上記濃度のフッ素系ガ
ス雰囲気下に、上記窒化されていないオーステナイト系
ステンレス製品を入れ、加熱状態で保持し、フッ化処理
する。この場合、上記加熱保持は、オーステナイト系ス
テンレス製品を、例えば３００〜５５０℃の温度に加熱
保持することによって行われる。そして、フッ素系ガス
雰囲気中での上記オーステナイト系ステンレス製品の保
持時間は、製品の種類や製品の形状寸法，加熱温度等に
応じて適当な時間を選択すればよく、通常は十数分ない
し数十分に設定される。オーステナイト系ステンレス製
品をこのようなフッ素ガス雰囲気下で処理することによ
り、「Ｎ」原子がステンレス製品の表面から内部に浸透
できるようになる。この理由については現段階では充分
に明らかではないが、およそ、つぎのように考えられ
る。すなわち、オーステナイト系ステンレス製品の表面
には、窒化作用を奏する「Ｎ」原子の浸透拡散を阻害す
る不働態皮膜（例えば酸化皮膜）が形成されている。こ
の不働態皮膜が形成されたオーステナイト系ステンレス
を上記のようにフッ素系ガス雰囲気下において加熱状態
で保持すると、上記不働態皮膜がフッ化膜に変換する。
このフッ化膜は、不働態皮膜に比べて、窒化作用を有す
る「Ｎ」原子の浸透が容易となることから、オーステナ
イト系ステンレス製品の表面は上記フッ化処理によって
「Ｎ」原子の浸透の容易な表面状態に形成される。した
がって、このような「Ｎ」原子の浸透の容易な表面状態
となっているオーステナイト系ステンレス製品を、後述
するように、窒化雰囲気下において加熱状態で保持する
と、窒化ガス中の「Ｎ」原子がオーステナイト系ステン
レス製品中に、表面から一定の深さで均一に浸透するた
め、深く均一な窒化層が形成されると考えられる。
ス雰囲気下に、上記窒化されていないオーステナイト系
ステンレス製品を入れ、加熱状態で保持し、フッ化処理
する。この場合、上記加熱保持は、オーステナイト系ス
テンレス製品を、例えば３００〜５５０℃の温度に加熱
保持することによって行われる。そして、フッ素系ガス
雰囲気中での上記オーステナイト系ステンレス製品の保
持時間は、製品の種類や製品の形状寸法，加熱温度等に
応じて適当な時間を選択すればよく、通常は十数分ない
し数十分に設定される。オーステナイト系ステンレス製
品をこのようなフッ素ガス雰囲気下で処理することによ
り、「Ｎ」原子がステンレス製品の表面から内部に浸透
できるようになる。この理由については現段階では充分
に明らかではないが、およそ、つぎのように考えられ
る。すなわち、オーステナイト系ステンレス製品の表面
には、窒化作用を奏する「Ｎ」原子の浸透拡散を阻害す
る不働態皮膜（例えば酸化皮膜）が形成されている。こ
の不働態皮膜が形成されたオーステナイト系ステンレス
を上記のようにフッ素系ガス雰囲気下において加熱状態
で保持すると、上記不働態皮膜がフッ化膜に変換する。
このフッ化膜は、不働態皮膜に比べて、窒化作用を有す
る「Ｎ」原子の浸透が容易となることから、オーステナ
イト系ステンレス製品の表面は上記フッ化処理によって
「Ｎ」原子の浸透の容易な表面状態に形成される。した
がって、このような「Ｎ」原子の浸透の容易な表面状態
となっているオーステナイト系ステンレス製品を、後述
するように、窒化雰囲気下において加熱状態で保持する
と、窒化ガス中の「Ｎ」原子がオーステナイト系ステン
レス製品中に、表面から一定の深さで均一に浸透するた
め、深く均一な窒化層が形成されると考えられる。
【００１２】上記のように、フッ素処理により「Ｎ」原
子の浸透しやすい状態となっているオーステナイト系ス
テンレス製品は、つぎに窒化雰囲気下において加熱状態
で保持され窒化処理される。この場合、窒化雰囲気をつ
くる窒化ガスとしては、ＮＨ 3 のみからなる単体ガスが
用いられ、またＮＨ3 と炭素源を有するガス（例えばＲ
Ｘガス）との混合ガス、例えばＮＨ3 とＣＯとＣＯ2 と
の混合ガスも用いられる。両者を混合使用することも行
われる。通常は、上記単体ガス、混合ガスにＮ 2 等の不
活性ガスを混合して使用される。場合によっては、これ
らのガスにＨ2ガスをさらに混合して使用することも行
われる。
子の浸透しやすい状態となっているオーステナイト系ス
テンレス製品は、つぎに窒化雰囲気下において加熱状態
で保持され窒化処理される。この場合、窒化雰囲気をつ
くる窒化ガスとしては、ＮＨ 3 のみからなる単体ガスが
用いられ、またＮＨ3 と炭素源を有するガス（例えばＲ
Ｘガス）との混合ガス、例えばＮＨ3 とＣＯとＣＯ2 と
の混合ガスも用いられる。両者を混合使用することも行
われる。通常は、上記単体ガス、混合ガスにＮ 2 等の不
活性ガスを混合して使用される。場合によっては、これ
らのガスにＨ2ガスをさらに混合して使用することも行
われる。
【００１３】このような窒化雰囲気下において、上記フ
ッ化処理のなされたオーステナイト系ステンレス製品が
加熱状態で保持される。この場合、加熱状態の保持は、
従来よりも低温度下、４５０℃以下に設定される。特に
好ましくは３８０〜４２０℃である。これが本発明の最
大の特徴である。すなわち、４５０℃を超えると、結晶
ＣｒＮが窒化層中に生成して活性Ｃｒ濃度が低下しステ
ンレスの有する耐蝕性の劣化が生じるからである。特
に、４２０℃〜３８０℃の温度範囲で窒化処理すること
により、母材となるオーステナイト系ステンレス自身の
有する優れた耐蝕性と同程度の耐蝕性が得られるように
なる。なお、３７０℃の窒化処理温度では、２４時間窒
化処理しても窒化硬化層が深さ１０μｍ以下にすぎず、
工業的価値に乏しい。窒化処理時間は、通常は１０〜２
０時間に設定される。この窒化処理により上記オーステ
ナイト系ステンレス製品の表面層が緻密で均一な、厚み
１０〜５０μｍ、一般的には２０〜４０μｍの窒化層
（全体が一層からなる）に形成される。これによりオー
ステナイト系ステンレス製品の母材の硬度がＨｖ＝２５
０〜４５０であるのに対して表面硬度はビッカーズ硬度
でＨｖ＝９００〜１２００にも達するようになる。この
時に形成される窒化層の厚みは、基本的に窒化温度と窒
化処理時間に依存している。
ッ化処理のなされたオーステナイト系ステンレス製品が
加熱状態で保持される。この場合、加熱状態の保持は、
従来よりも低温度下、４５０℃以下に設定される。特に
好ましくは３８０〜４２０℃である。これが本発明の最
大の特徴である。すなわち、４５０℃を超えると、結晶
ＣｒＮが窒化層中に生成して活性Ｃｒ濃度が低下しステ
ンレスの有する耐蝕性の劣化が生じるからである。特
に、４２０℃〜３８０℃の温度範囲で窒化処理すること
により、母材となるオーステナイト系ステンレス自身の
有する優れた耐蝕性と同程度の耐蝕性が得られるように
なる。なお、３７０℃の窒化処理温度では、２４時間窒
化処理しても窒化硬化層が深さ１０μｍ以下にすぎず、
工業的価値に乏しい。窒化処理時間は、通常は１０〜２
０時間に設定される。この窒化処理により上記オーステ
ナイト系ステンレス製品の表面層が緻密で均一な、厚み
１０〜５０μｍ、一般的には２０〜４０μｍの窒化層
（全体が一層からなる）に形成される。これによりオー
ステナイト系ステンレス製品の母材の硬度がＨｖ＝２５
０〜４５０であるのに対して表面硬度はビッカーズ硬度
でＨｖ＝９００〜１２００にも達するようになる。この
時に形成される窒化層の厚みは、基本的に窒化温度と窒
化処理時間に依存している。
【００１４】ところで、先に述べたフッ化温度が、３０
０℃未満ではフッ素系ガスであるＮＦ3 の反応効率が悪
く、フッ化温度５５０℃を超えるとフッ化反応が激しく
なりすぎてマッフル炉の炉材の消耗が激しくなるため工
業的プロセスとして適切ではない。また、ＮＦ3 の効率
維持上フッ化温度と窒化温度との差はできるだけ小さい
ことが好ましい。
０℃未満ではフッ素系ガスであるＮＦ3 の反応効率が悪
く、フッ化温度５５０℃を超えるとフッ化反応が激しく
なりすぎてマッフル炉の炉材の消耗が激しくなるため工
業的プロセスとして適切ではない。また、ＮＦ3 の効率
維持上フッ化温度と窒化温度との差はできるだけ小さい
ことが好ましい。
【００１５】上記のようなフッ化処理および窒化処理
は、例えば、図１に示すような金属性のマッフル炉で行
われる。すなわち、このマッフル炉内において、まずフ
ッ化処理をし、ついで窒化処理を行う。図１において、
１がマッフル炉、２はその外殻、３はヒータ、４は内容
器、５はガス導入管、６は排気管、７はモーター、８は
ファン、１１は金網性のかご、１３は真空ポンプ、１４
は排ガス処理装置、１５，１６はボンベ、１７は流量
計、１８はバルブである。この炉１内にオーステナイト
系ステンレス製品１０を入れ、ボンベ１６を流路に接続
しＮＦ3 等のフッ素系ガスを炉１内に導入して加熱しな
がらフッ化処理をし、ついで排気管６からそのガスを真
空ポンプ１３の作用で引き出し排ガス処理装置１４内で
無毒化して外部に放出する。つぎに、ボンベ１５を流路
に接続し炉１内に窒化ガスを導入して窒化処理を行い、
その後、排気管６、排ガス処理装置１４を経由してガス
を外部に排出する。この一連の作業によりフッ化処理と
窒化処理がなされる。
は、例えば、図１に示すような金属性のマッフル炉で行
われる。すなわち、このマッフル炉内において、まずフ
ッ化処理をし、ついで窒化処理を行う。図１において、
１がマッフル炉、２はその外殻、３はヒータ、４は内容
器、５はガス導入管、６は排気管、７はモーター、８は
ファン、１１は金網性のかご、１３は真空ポンプ、１４
は排ガス処理装置、１５，１６はボンベ、１７は流量
計、１８はバルブである。この炉１内にオーステナイト
系ステンレス製品１０を入れ、ボンベ１６を流路に接続
しＮＦ3 等のフッ素系ガスを炉１内に導入して加熱しな
がらフッ化処理をし、ついで排気管６からそのガスを真
空ポンプ１３の作用で引き出し排ガス処理装置１４内で
無毒化して外部に放出する。つぎに、ボンベ１５を流路
に接続し炉１内に窒化ガスを導入して窒化処理を行い、
その後、排気管６、排ガス処理装置１４を経由してガス
を外部に排出する。この一連の作業によりフッ化処理と
窒化処理がなされる。
【００１６】特に、上記フッ化処理を行うにあたってフ
ッ素系ガスとして、ＮＦ3 を用いると好適である。すな
わち、上記ＮＦ3 は常温で反応性がなく、ガス状で取り
扱い易い物質であることから、作業も容易で、また排ガ
スの無毒化も容易になる。なお、上記のように４５０℃
以下の低温領域で窒化する場合、場合によっては、窒化
層の最表層部できわめて薄い高温酸化皮膜が形成され
る。この高温酸化皮膜は、経時的に吸湿し、赤錆発生の
原因となる。この除去（清浄化）は、ねじ材のように複
雑な形状に形成される製品では、研磨等の物理的な除去
を行うことが難しいことから、上記除去が問題となる。
物理的な除去が不可能な場合には、ＨＮＯ 3 ・ＨＦ等の
強混酸による除去が有効である。４８０℃以上の窒化温
度で形成される硬化層は、耐蝕性が極めて悪いので、強
酸浸漬により、簡単に消失してしまうのでこれは採用で
きないが、本発明に係るオーステナイト系ステンレス製
品は、耐蝕性が母材に近いため、このような浸漬によっ
ても、大部分の硬化層を残して酸化スケールを除去でき
る。なお、スケール除去は、ＨＮＯ3 単独では、６０℃
〜７０℃に上昇しても達成できにくい。上記のようなＨ
ＮＯ3 ・ＨＦ強混酸処理により、赤錆発生の原因となる
高温酸化皮膜の除去がなされ、良好な耐蝕性を持つ窒化
硬化層が得られるようになる。特に、これは、オーステ
ナイト−フェライト二相系ステンレス材並びにＳＵＳ３
０４系のような準安定形の材料から、加工成形した部
品、例えばねじ材に有効である。これらでは、加工マル
テンが生成することや、表層部が複雑な形状であること
から研磨処理ができないことから有効である。上記ねじ
材には、狭義のねじだけでなく、各種のねじ，ボルト，
ナット，ピン，ブッシュ，リベット等が含まれる。ま
た、強混酸は上記のようなＨＮＯ3 −ＨＦだけでなく、
ＨＮＯ3 −ＨＣｌ等の他の混合酸があげられる。そし
て、上記処理は浸漬だけではなくスプレー等によって、
吹きつけて処理することも含まれる。
ッ素系ガスとして、ＮＦ3 を用いると好適である。すな
わち、上記ＮＦ3 は常温で反応性がなく、ガス状で取り
扱い易い物質であることから、作業も容易で、また排ガ
スの無毒化も容易になる。なお、上記のように４５０℃
以下の低温領域で窒化する場合、場合によっては、窒化
層の最表層部できわめて薄い高温酸化皮膜が形成され
る。この高温酸化皮膜は、経時的に吸湿し、赤錆発生の
原因となる。この除去（清浄化）は、ねじ材のように複
雑な形状に形成される製品では、研磨等の物理的な除去
を行うことが難しいことから、上記除去が問題となる。
物理的な除去が不可能な場合には、ＨＮＯ 3 ・ＨＦ等の
強混酸による除去が有効である。４８０℃以上の窒化温
度で形成される硬化層は、耐蝕性が極めて悪いので、強
酸浸漬により、簡単に消失してしまうのでこれは採用で
きないが、本発明に係るオーステナイト系ステンレス製
品は、耐蝕性が母材に近いため、このような浸漬によっ
ても、大部分の硬化層を残して酸化スケールを除去でき
る。なお、スケール除去は、ＨＮＯ3 単独では、６０℃
〜７０℃に上昇しても達成できにくい。上記のようなＨ
ＮＯ3 ・ＨＦ強混酸処理により、赤錆発生の原因となる
高温酸化皮膜の除去がなされ、良好な耐蝕性を持つ窒化
硬化層が得られるようになる。特に、これは、オーステ
ナイト−フェライト二相系ステンレス材並びにＳＵＳ３
０４系のような準安定形の材料から、加工成形した部
品、例えばねじ材に有効である。これらでは、加工マル
テンが生成することや、表層部が複雑な形状であること
から研磨処理ができないことから有効である。上記ねじ
材には、狭義のねじだけでなく、各種のねじ，ボルト，
ナット，ピン，ブッシュ，リベット等が含まれる。ま
た、強混酸は上記のようなＨＮＯ3 −ＨＦだけでなく、
ＨＮＯ3 −ＨＣｌ等の他の混合酸があげられる。そし
て、上記処理は浸漬だけではなくスプレー等によって、
吹きつけて処理することも含まれる。
【００１７】なお、上記強混酸溶液によって、高温酸化
皮膜を除去する場合には、その最表層部を３〜５μｍ程
度除去すれば、酸化皮膜の完全除去が可能となる。
皮膜を除去する場合には、その最表層部を３〜５μｍ程
度除去すれば、酸化皮膜の完全除去が可能となる。
【００１８】
【発明の効果】以上のように、本発明は、フッ素系ガス
雰囲気下において、オーステナイト系ステンレス製品を
加熱状態で保持することにより、オーステナイト系ステ
ンレス製品の表面の不働態皮膜をフッ化膜に変換させ、
その後、窒化雰囲気下において４５０℃以下の加熱状態
で保持することにより窒化処理してオーステナイト系ス
テンレス製品の表面層を窒化硬化層に形成する。すなわ
ち、本発明者らの研究によれば、オーステナイト系ステ
ンレスは、Ｃｒ等の「Ｎ」原子と反応して硬い金属間化
合物を生成し易い元素を含有しており、窒化硬化時に
も、先に形成されたフッ化膜は、「Ｎ」原子を透過させ
ることから、窒化処理時に「Ｎ」原子がオーステナイト
系ステンレス製品の表面層に所定の深さ，均一な状態で
浸透する。その結果、オーステナイト系ステンレス製品
の表面層のみに緻密で均質な窒化硬化層を所定の深さで
形成することが可能となり、その表面硬度が大幅に向上
するようになる。しかも、本発明では、従来の高温処理
に比べ、低温の４５０℃以下の温度で窒化処理を行うた
めに、オーステナイト系ステンレス製品が本来有する特
性である高耐蝕性の劣化が抑制され、高硬度と高耐蝕性
の双方の特性を備えたオーステナイト系ステンレス製品
が得られる。このような耐蝕性の保持は、特に１８−８
系ステンレス製品以上にクロムを含有する、例えば、Ｓ
ＵＳ３１０のような耐熱鋼として一般に使用されるオー
ステナイト系ステンレス材料や、モリブデンを１．５％
以上含有するオーステナイト系ステンレス材料や、モリ
ブデンを１．５％以上クロムを２２％以上含有するオー
ステナイト−フェライト二相系ステンレス材料を母材に
使用する場合に顕著である。モリブデンを含む場合、ク
ロム濃度は１８％前後であっても、耐蝕性の劣化は見ら
れない。
雰囲気下において、オーステナイト系ステンレス製品を
加熱状態で保持することにより、オーステナイト系ステ
ンレス製品の表面の不働態皮膜をフッ化膜に変換させ、
その後、窒化雰囲気下において４５０℃以下の加熱状態
で保持することにより窒化処理してオーステナイト系ス
テンレス製品の表面層を窒化硬化層に形成する。すなわ
ち、本発明者らの研究によれば、オーステナイト系ステ
ンレスは、Ｃｒ等の「Ｎ」原子と反応して硬い金属間化
合物を生成し易い元素を含有しており、窒化硬化時に
も、先に形成されたフッ化膜は、「Ｎ」原子を透過させ
ることから、窒化処理時に「Ｎ」原子がオーステナイト
系ステンレス製品の表面層に所定の深さ，均一な状態で
浸透する。その結果、オーステナイト系ステンレス製品
の表面層のみに緻密で均質な窒化硬化層を所定の深さで
形成することが可能となり、その表面硬度が大幅に向上
するようになる。しかも、本発明では、従来の高温処理
に比べ、低温の４５０℃以下の温度で窒化処理を行うた
めに、オーステナイト系ステンレス製品が本来有する特
性である高耐蝕性の劣化が抑制され、高硬度と高耐蝕性
の双方の特性を備えたオーステナイト系ステンレス製品
が得られる。このような耐蝕性の保持は、特に１８−８
系ステンレス製品以上にクロムを含有する、例えば、Ｓ
ＵＳ３１０のような耐熱鋼として一般に使用されるオー
ステナイト系ステンレス材料や、モリブデンを１．５％
以上含有するオーステナイト系ステンレス材料や、モリ
ブデンを１．５％以上クロムを２２％以上含有するオー
ステナイト−フェライト二相系ステンレス材料を母材に
使用する場合に顕著である。モリブデンを含む場合、ク
ロム濃度は１８％前後であっても、耐蝕性の劣化は見ら
れない。
【００１９】つぎに、実施例について比較例と併せて説
明する。
明する。
【００２０】
【実施例１】固溶化処理を施したままのＳＵＳ３１６板
材（クロム含有量１７．７％、ニッケル含有量１３％、
モリブデン２％）を準備し、これを図１に示すマッフル
炉１内に入れて、炉１内を充分に真空パージした後、３
００℃に昇温した。そして、その状態でフッ素系ガス
（ＮＦ3 １０ｖｏｌ％＋Ｎ2 ９０ｖｏｌ％）を入れて炉
１内を大気圧の状態にし、その状態で４０分間保持フッ
化処理した。つぎに、上記フッ素系ガスを炉１内から排
出した後、窒化ガス（ＮＨ3 ５０ｖｏｌ％＋Ｎ2２５ｖ
ｏｌ％＋Ｈ2 ２５ｖｏｌ％）を導入し、炉１内を４２０
℃に昇温し、その状態で１２時間保持して窒化処理し取
り出した。
材（クロム含有量１７．７％、ニッケル含有量１３％、
モリブデン２％）を準備し、これを図１に示すマッフル
炉１内に入れて、炉１内を充分に真空パージした後、３
００℃に昇温した。そして、その状態でフッ素系ガス
（ＮＦ3 １０ｖｏｌ％＋Ｎ2 ９０ｖｏｌ％）を入れて炉
１内を大気圧の状態にし、その状態で４０分間保持フッ
化処理した。つぎに、上記フッ素系ガスを炉１内から排
出した後、窒化ガス（ＮＨ3 ５０ｖｏｌ％＋Ｎ2２５ｖ
ｏｌ％＋Ｈ2 ２５ｖｏｌ％）を導入し、炉１内を４２０
℃に昇温し、その状態で１２時間保持して窒化処理し取
り出した。
【００２１】このようにして窒化処理された上記ＳＵＳ
３１６板材の表面硬度を調べたところ、ビッカーズ硬度
でＨｖ＝９８０〜１０５０に達しており、窒化硬化層の
厚みは１８μｍであった。
３１６板材の表面硬度を調べたところ、ビッカーズ硬度
でＨｖ＝９８０〜１０５０に達しており、窒化硬化層の
厚みは１８μｍであった。
【００２２】また、この窒化処理されたＳＵＳ３１６板
材の耐蝕性を電気化学的に調査するため、アノード分極
曲試験（ＪＩＳ Ｇ ０５７９に準ずる）に供した。そ
の結果を図２に示す。上記図２から、不働態領域近傍
（破線Ｘ）での不働態保持電流のレベルを比較すると、
窒化処理剤板材（曲線Ａ）は窒化処理していない母材
（曲線Ｂ）と比べて殆ど劣化していないことがわかる。
材の耐蝕性を電気化学的に調査するため、アノード分極
曲試験（ＪＩＳ Ｇ ０５７９に準ずる）に供した。そ
の結果を図２に示す。上記図２から、不働態領域近傍
（破線Ｘ）での不働態保持電流のレベルを比較すると、
窒化処理剤板材（曲線Ａ）は窒化処理していない母材
（曲線Ｂ）と比べて殆ど劣化していないことがわかる。
【００２３】
【比較例１】窒化処理温度を５００℃に、また窒化処理
時間を８時間に変えた。それ以外は実施例１と同様にし
てＳＵＳ３１６板材をフッ化処理および窒化処理した。
このようにして窒化処理された上記ＳＵＳ３１６板材の
表面硬度を調べたところ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝２５
０〜１２８０に達しており、窒化硬化層の厚みは４０μ
ｍであった。
時間を８時間に変えた。それ以外は実施例１と同様にし
てＳＵＳ３１６板材をフッ化処理および窒化処理した。
このようにして窒化処理された上記ＳＵＳ３１６板材の
表面硬度を調べたところ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝２５
０〜１２８０に達しており、窒化硬化層の厚みは４０μ
ｍであった。
【００２４】また、この窒化処理されたＳＵＳ３１６板
材の耐蝕性を電気化学的に調査するため、上記と同様に
アノード分極曲試験に供した。その結果を図３に示す。
上記図３から、不働態領域近傍（破線Ｘ）での不働態保
持電流密度レベルのオーダーを比較すると、窒化処理済
板材（曲線Ｃ）は窒化処理していない母材（曲線Ｄ）と
比べて３桁以上の差を有し耐蝕性が著しく劣化している
ことがわかる。
材の耐蝕性を電気化学的に調査するため、上記と同様に
アノード分極曲試験に供した。その結果を図３に示す。
上記図３から、不働態領域近傍（破線Ｘ）での不働態保
持電流密度レベルのオーダーを比較すると、窒化処理済
板材（曲線Ｃ）は窒化処理していない母材（曲線Ｄ）と
比べて３桁以上の差を有し耐蝕性が著しく劣化している
ことがわかる。
【００２５】さらに、上記実施例１品および比較例１品
を、ＪＩＳ ２３７１に基づく塩水噴霧試験（ＳＳＴ）
に供したところ、比較例１品は、１．５時間で錆が発生
した。これに対して、実施例１品は３２０時間を超えて
も錆が生じなかった。このように、実施例１品および比
較例１品の双方とも窒化処理したのにもかかわらず、実
施例１品に錆が生じなかったのは、実施例１品の窒化硬
化層が非晶質に近い構造からなり、窒化処理前の母材組
織が完全なオーステナイト組織からなるため、Ｃｒ活量
が充分残存しているためと考えられる。
を、ＪＩＳ ２３７１に基づく塩水噴霧試験（ＳＳＴ）
に供したところ、比較例１品は、１．５時間で錆が発生
した。これに対して、実施例１品は３２０時間を超えて
も錆が生じなかった。このように、実施例１品および比
較例１品の双方とも窒化処理したのにもかかわらず、実
施例１品に錆が生じなかったのは、実施例１品の窒化硬
化層が非晶質に近い構造からなり、窒化処理前の母材組
織が完全なオーステナイト組織からなるため、Ｃｒ活量
が充分残存しているためと考えられる。
【００２６】
【実施例２】ＳＵＳ３１６板材（クロム含有量１７．８
％、ニッケル含有量１２％、モリブデン２％）の加工板
材（内部硬度Ｈｖ＝３１０〜３２０）を準備し、この表
面を１０００番のエメリペーパーとバフ研磨によって仕
上げた。ついで、これに、実施例１と同様にフッ化処理
を施した後、実施例と同様にして、３９０℃で３６時間
窒化処理した。このサンプルの表面硬度は、Ｈｖ＝１０
５０〜１１５０で硬化層の厚み（深さ）は１８μｍであ
った。さらに、このサンプルをＳＳＴ試験に供したとこ
ろ、６００時間を経ても発錆しなかった。
％、ニッケル含有量１２％、モリブデン２％）の加工板
材（内部硬度Ｈｖ＝３１０〜３２０）を準備し、この表
面を１０００番のエメリペーパーとバフ研磨によって仕
上げた。ついで、これに、実施例１と同様にフッ化処理
を施した後、実施例と同様にして、３９０℃で３６時間
窒化処理した。このサンプルの表面硬度は、Ｈｖ＝１０
５０〜１１５０で硬化層の厚み（深さ）は１８μｍであ
った。さらに、このサンプルをＳＳＴ試験に供したとこ
ろ、６００時間を経ても発錆しなかった。
【００２７】
【実施例３】Ｃｒを２４．９％，Ｎｉを１９．１％含有
するＳＵＳ３１０板材の冷間圧延品（内部硬度Ｈｖ＝３
７０〜３９０）を準備した。これを実施例１と同様の方
法によりフッ化処理および窒化処理した。このようにし
て窒化処理された上記ＳＵＳ３１０板材の表面硬度を調
べたところ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝１０５０〜１１０
０に達しており、窒化硬化層の厚みは１５μｍであっ
た。ついで、この窒化処理されたＳＵＳ３１０板材の耐
蝕性を電気化学的に調査するため、前記と同様にしてア
ノード分極曲試験（ＪＩＳ Ｇ ０５７９）に供した。
その結果を図４に示す。上記図４から、不働態領域近傍
（破線Ｘ）での高蝕電流密度レベルを比較すると、窒化
処理済板材（曲線Ｅ）は窒化処理していない母材（曲線
Ｆ）と比べて１桁程度の差であって良好な耐蝕性を有し
ていることがわかる。
するＳＵＳ３１０板材の冷間圧延品（内部硬度Ｈｖ＝３
７０〜３９０）を準備した。これを実施例１と同様の方
法によりフッ化処理および窒化処理した。このようにし
て窒化処理された上記ＳＵＳ３１０板材の表面硬度を調
べたところ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝１０５０〜１１０
０に達しており、窒化硬化層の厚みは１５μｍであっ
た。ついで、この窒化処理されたＳＵＳ３１０板材の耐
蝕性を電気化学的に調査するため、前記と同様にしてア
ノード分極曲試験（ＪＩＳ Ｇ ０５７９）に供した。
その結果を図４に示す。上記図４から、不働態領域近傍
（破線Ｘ）での高蝕電流密度レベルを比較すると、窒化
処理済板材（曲線Ｅ）は窒化処理していない母材（曲線
Ｆ）と比べて１桁程度の差であって良好な耐蝕性を有し
ていることがわかる。
【００２８】さらに、上記実施例３品をＳＳＴ試験にか
けた。その結果、６８０時間を超えても錆は発生しなか
った。これは、実施例３品は、冷間加工に起因した表面
に欠陥を多く有していても窒化処理後も安定に不働態皮
膜を保持するに充分なＣｒ活量が残存しているためであ
ると考えられる。
けた。その結果、６８０時間を超えても錆は発生しなか
った。これは、実施例３品は、冷間加工に起因した表面
に欠陥を多く有していても窒化処理後も安定に不働態皮
膜を保持するに充分なＣｒ活量が残存しているためであ
ると考えられる。
【００２９】
【実施例４】Ｃｒを２４．９％，Ｎｉを１９．１％含有
する上記実施例２品と同様のＳＵＳ３１０板材の冷間圧
延品（内部硬度Ｈｖ＝３７０〜３９０）を、実施例２と
同様の研磨した後、図１に示す熱処理炉に入れ、炉内を
充分真空パージして４００℃に昇温した。その状態で、
フッ素系ガス（ＮＦ3 ５ｖｏｌ％＋Ｎ2 ９５ｖｏｌ％）
を単位時間当たり炉容積（１１リットル）の１０倍の流
量で１０分間吹き込んだ。その後、同温度で窒化ガス
（ＮＨ3 ５０ｖｏｌ％＋Ｎ2 ２５ｖｏｌ％＋Ｈ2２５
％）を導入し、８時間経過させた。その後、窒化ガスを
遮断して、フッ素系ガスを１０分間吹き込んだ後、再び
窒化ガスで８時間窒化処理を行った。このようにして窒
化処理したＳＵＳ３１０板材の表面硬度は、上記実施例
２品と略同じであったが、硬化層の厚み（深さ）は２０
μｍであった。さらに、ＳＳＴ試験を行った結果、６８
０時間を経ても発錆は生じなかった。
する上記実施例２品と同様のＳＵＳ３１０板材の冷間圧
延品（内部硬度Ｈｖ＝３７０〜３９０）を、実施例２と
同様の研磨した後、図１に示す熱処理炉に入れ、炉内を
充分真空パージして４００℃に昇温した。その状態で、
フッ素系ガス（ＮＦ3 ５ｖｏｌ％＋Ｎ2 ９５ｖｏｌ％）
を単位時間当たり炉容積（１１リットル）の１０倍の流
量で１０分間吹き込んだ。その後、同温度で窒化ガス
（ＮＨ3 ５０ｖｏｌ％＋Ｎ2 ２５ｖｏｌ％＋Ｈ2２５
％）を導入し、８時間経過させた。その後、窒化ガスを
遮断して、フッ素系ガスを１０分間吹き込んだ後、再び
窒化ガスで８時間窒化処理を行った。このようにして窒
化処理したＳＵＳ３１０板材の表面硬度は、上記実施例
２品と略同じであったが、硬化層の厚み（深さ）は２０
μｍであった。さらに、ＳＳＴ試験を行った結果、６８
０時間を経ても発錆は生じなかった。
【００３０】
【実施例５】Ｃｒを２２．７％，Ｎｉを１３％含有する
オーステナイト系ステンレス圧延材（ＳＵＳ３０９）を
準備した。このサンプルを母材とし、実施例１と同様の
方法によりフッ化処理および窒化処理した。このように
して窒化処理された上記オーステナイト系ステンレス材
の表面硬度を調べたところ、ビッカーズ硬度はＨｖ＝１
０３０〜１０９０であって、窒化硬化層の厚みは１８μ
ｍであった。ついで、これをＳＳＴ試験に供した。その
結果、６８０時間を超えても錆は生じなかった。
オーステナイト系ステンレス圧延材（ＳＵＳ３０９）を
準備した。このサンプルを母材とし、実施例１と同様の
方法によりフッ化処理および窒化処理した。このように
して窒化処理された上記オーステナイト系ステンレス材
の表面硬度を調べたところ、ビッカーズ硬度はＨｖ＝１
０３０〜１０９０であって、窒化硬化層の厚みは１８μ
ｍであった。ついで、これをＳＳＴ試験に供した。その
結果、６８０時間を超えても錆は生じなかった。
【００３１】
【実施例６】Ｃｒ含有量が１９％，Ｎｉ含有量が９％の
オーステナイト系ステンレス材（ＸＭ７）を用いて、タ
ッピングねじおよびソケットスクリューを圧造成形し
た。このサンプルを、実施例１と同様の方法によりフッ
化処理および窒化処理した。このようにして窒化処理さ
れた上記オーステナイト系ステンレス材の表面硬度を調
べたところ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝１１５０〜１１７
０に達しており、窒化硬化層の厚みは１６μｍであっ
た。ついで、この窒化処理されたオーステナイト系ステ
ンレスねじおよびソケットスクリューをＳＳＴ試験に供
した。その結果、２４時間で点赤錆が発生した。そし
て、点赤錆が発生した後、さらに４８時間ＳＳＴ試験に
保持したが、発錆の程度は比較例１品の発錆の程度と比
べても著しく軽微であった。
オーステナイト系ステンレス材（ＸＭ７）を用いて、タ
ッピングねじおよびソケットスクリューを圧造成形し
た。このサンプルを、実施例１と同様の方法によりフッ
化処理および窒化処理した。このようにして窒化処理さ
れた上記オーステナイト系ステンレス材の表面硬度を調
べたところ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝１１５０〜１１７
０に達しており、窒化硬化層の厚みは１６μｍであっ
た。ついで、この窒化処理されたオーステナイト系ステ
ンレスねじおよびソケットスクリューをＳＳＴ試験に供
した。その結果、２４時間で点赤錆が発生した。そし
て、点赤錆が発生した後、さらに４８時間ＳＳＴ試験に
保持したが、発錆の程度は比較例１品の発錆の程度と比
べても著しく軽微であった。
【００３２】
【実施例７】実施例６品で準備したタッピングねじおよ
びソケットスクリューを実施例１と同様の方法でフッ化
処理および窒化処理した。ただし、窒化温度を３８０℃
以上に、また窒化処理時間を２０時間に変えた。このよ
うにして窒化処理されたサンプルの表面硬度はＨｖ＝９
８０〜１０２０で、窒化硬化層の厚み（深さ）は１２μ
ｍであった。さらに、ＳＳＴ試験では４０時間で点赤錆
が発生したが、続いて４８時間経過しても発錆の程度は
比較例１品である５００℃窒化処理品よりもはるかに軽
微であった。
びソケットスクリューを実施例１と同様の方法でフッ化
処理および窒化処理した。ただし、窒化温度を３８０℃
以上に、また窒化処理時間を２０時間に変えた。このよ
うにして窒化処理されたサンプルの表面硬度はＨｖ＝９
８０〜１０２０で、窒化硬化層の厚み（深さ）は１２μ
ｍであった。さらに、ＳＳＴ試験では４０時間で点赤錆
が発生したが、続いて４８時間経過しても発錆の程度は
比較例１品である５００℃窒化処理品よりもはるかに軽
微であった。
【００３３】以上の実施例で明らかなように、４５０℃
以下の温度で窒化処理することにより、４５０℃を超え
た温度で窒化処理した場合に比べて、相対的に耐蝕性の
向上が見受けられるが、例えば、その程度は、窒化処理
前の母材の加工状態や材料成分，処理温度等によって影
響される。一般に、オーステナイト系ステンレス製品
は、何らかの加工が施され、材料強度を付加して供され
るため表面欠陥が多く発生している。そして、例えば、
ＳＵＳ３０４のような１８−８系ステンレス材の場合、
適用条件によっては、たとえ４００℃以下の窒化処理を
行っても耐蝕性の保持は充分ではないことも考えられ、
このような場合では、現在耐熱鋼として使用されている
ような、上記１８−８系ステンレス材よりもクロムを多
量に含有するオーステナイト系ステンレス材あるいはモ
リブデンを１．５％以上含有するオーステナイト系ステ
ンレス材を用い、上記のようにして窒化処理することに
よって母材に近い耐蝕性を期待できるようになる。
以下の温度で窒化処理することにより、４５０℃を超え
た温度で窒化処理した場合に比べて、相対的に耐蝕性の
向上が見受けられるが、例えば、その程度は、窒化処理
前の母材の加工状態や材料成分，処理温度等によって影
響される。一般に、オーステナイト系ステンレス製品
は、何らかの加工が施され、材料強度を付加して供され
るため表面欠陥が多く発生している。そして、例えば、
ＳＵＳ３０４のような１８−８系ステンレス材の場合、
適用条件によっては、たとえ４００℃以下の窒化処理を
行っても耐蝕性の保持は充分ではないことも考えられ、
このような場合では、現在耐熱鋼として使用されている
ような、上記１８−８系ステンレス材よりもクロムを多
量に含有するオーステナイト系ステンレス材あるいはモ
リブデンを１．５％以上含有するオーステナイト系ステ
ンレス材を用い、上記のようにして窒化処理することに
よって母材に近い耐蝕性を期待できるようになる。
【００３４】
【実施例８】実施例６，実施例７で得られた、窒化処理
済のオーステナイト系ステンレス材（ＸＭ７）製のタッ
ピングねじ，ソケットスクリューについて、３５℃の６
％のＨＦを含む１５％のＨＮＯ3 溶液に１時間浸漬し
て、表面高温酸化層の除去（清浄化）を行った。ついで
除去を終えた製品について、ＳＳＴ試験に供した。その
結果、実施例６および実施例７では２４時間で生じた点
赤錆が４８０時間経過しても発生しなかった。なお、上
記タッピングねじ等の酸洗浄前の表面硬度は、Ｈｖ＝１
１５０〜１１７０、硬化層の深さは１６μｍであった
が、処理後は、硬度Ｈｖ＝９５０〜９６０、硬化層深さ
は１２μｍになっていた。一方、比較例〔１〕に示す、
５００℃で窒化した３１６材の場合、同様の酸洗浄の結
果、４０μｍの硬化層が全て消失して、表面硬度は母材
の硬度を示していた。
済のオーステナイト系ステンレス材（ＸＭ７）製のタッ
ピングねじ，ソケットスクリューについて、３５℃の６
％のＨＦを含む１５％のＨＮＯ3 溶液に１時間浸漬し
て、表面高温酸化層の除去（清浄化）を行った。ついで
除去を終えた製品について、ＳＳＴ試験に供した。その
結果、実施例６および実施例７では２４時間で生じた点
赤錆が４８０時間経過しても発生しなかった。なお、上
記タッピングねじ等の酸洗浄前の表面硬度は、Ｈｖ＝１
１５０〜１１７０、硬化層の深さは１６μｍであった
が、処理後は、硬度Ｈｖ＝９５０〜９６０、硬化層深さ
は１２μｍになっていた。一方、比較例〔１〕に示す、
５００℃で窒化した３１６材の場合、同様の酸洗浄の結
果、４０μｍの硬化層が全て消失して、表面硬度は母材
の硬度を示していた。
【００３５】
【実施例９】実施例６のオーステナイト系ステンレス材
にかえて、クロム含有量が２３％，モリブデンを２％含
むオーステナイト−フェライト二相系ステンレス材（Ｓ
ＵＳ３２９Ｊ1 ）を用いて、タッピングねじおよびソケ
ットスクリューを圧造成形した。このサンプルを実施例
１と同様の方法によりフッ化処理および窒化処理した。
このようにして処理された製品の表面硬度を調べたとこ
ろ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝１１８０〜１２００に達し
ており、窒化層の厚みは２７μｍであった。ついで、こ
の窒化処理された製品について実施例８と同様のＨＦを
含む混合酸に同様にして浸漬し、表面酸化層を除去した
ところ、窒化硬化層の厚みが２２μｍで表面硬度はＨｖ
＝９４０〜９５０であった。そしてこれをＳＳＴ試験に
供した。その結果、４８０時間経過しても点赤錆が生じ
なかった。
にかえて、クロム含有量が２３％，モリブデンを２％含
むオーステナイト−フェライト二相系ステンレス材（Ｓ
ＵＳ３２９Ｊ1 ）を用いて、タッピングねじおよびソケ
ットスクリューを圧造成形した。このサンプルを実施例
１と同様の方法によりフッ化処理および窒化処理した。
このようにして処理された製品の表面硬度を調べたとこ
ろ、ビッカーズ硬度でＨｖ＝１１８０〜１２００に達し
ており、窒化層の厚みは２７μｍであった。ついで、こ
の窒化処理された製品について実施例８と同様のＨＦを
含む混合酸に同様にして浸漬し、表面酸化層を除去した
ところ、窒化硬化層の厚みが２２μｍで表面硬度はＨｖ
＝９４０〜９５０であった。そしてこれをＳＳＴ試験に
供した。その結果、４８０時間経過しても点赤錆が生じ
なかった。
【図１】本発明の窒化処理に用いる炉構成図である。
【図２】本発明により窒化処理されたオーステナイト系
ステンレス材の電流密度と電圧との曲線図である。
ステンレス材の電流密度と電圧との曲線図である。
【図３】本発明により窒化処理されたオーステナイト系
ステンレス材の電流密度と電圧との曲線図である。
ステンレス材の電流密度と電圧との曲線図である。
【図４】本発明により窒化処理されたオーステナイト系
ステンレス材の電流密度と電圧との曲線図である。
ステンレス材の電流密度と電圧との曲線図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 湊 輝男 和歌山県橋本市城山台３−38−２ (56)参考文献 特開 平２−267729（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 8/26
Claims (6)
- 【請求項１】 フッ素系ガス雰囲気下において、オース
テナイト系ステンレス製品を加熱状態で保持し、つい
で、これを窒化雰囲気下において４５０℃以下の加熱状
態で保持してオーステナイト系ステンレス製品の表面層
を窒化層に形成することを特徴とするオーステナイト系
ステンレス製品の窒化方法。 - 【請求項２】 請求項１のオーステナイト系ステンレス
製品の窒化方法により、オーステナイト系ステンレス製
品の表面層を窒化層に形成したのち、ＨＮＯ 3 を含む強
混酸溶液に接触させ、その表面を清浄化することを特徴
とするオーステナイト系ステンレス製品の窒化方法。 - 【請求項３】 オーステナイト系ステンレス製品が、ク
ロム含有量が２２重量％以上のオーステナイト系ステン
レス材料を用いてなる加工製品である請求項１〜２記載
のオーステナイト系ステンレス製品の窒化方法。 - 【請求項４】 オーステナイト系ステンレス製品が、モ
リブデンを１．５重量％以上含むオーステナイト系ステ
ンレス材料を加工した加工製品である請求項１〜２記載
のオーステナイト系ステンレス製品の窒化方法。 - 【請求項５】 オーステナイト系ステンレス製品が、モ
リブデンを１．５重量％以上含みクロムを２２重量％以
上含むオーステナイト−フェライト二相系ステンレス材
料を加工した加工製品である請求項１〜２記載のオース
テナイト系ステンレス製品の窒化方法。 - 【請求項６】 オーステナイト系ステンレス製品が、ス
テンレスねじ類である請求項１〜２記載のオーステナイ
ト系ステンレス製品の窒化方法。
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|---|---|---|---|
| JP00759893A JP3161644B2 (ja) | 1992-09-16 | 1993-01-20 | オーステナイト系ステンレス製品の窒化方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP24675892 | 1992-09-16 | ||
| JP4-246758 | 1992-09-16 | ||
| JP00759893A JP3161644B2 (ja) | 1992-09-16 | 1993-01-20 | オーステナイト系ステンレス製品の窒化方法 |
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|---|---|
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| JP3161644B2 true JP3161644B2 (ja) | 2001-04-25 |
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ID=17153222
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|---|---|---|---|
| JP00759893A Expired - Fee Related JP3161644B2 (ja) | 1992-09-16 | 1993-01-20 | オーステナイト系ステンレス製品の窒化方法 |
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| AT (1) | ATE137536T1 (ja) |
| DE (1) | DE69302454T2 (ja) |
| DK (1) | DK0588458T3 (ja) |
| ES (1) | ES2086877T3 (ja) |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014129683A (ja) * | 2012-12-28 | 2014-07-10 | Znet Corp | セラミック構造体の製造方法及びその製造方法で製造されたセラミック構造体 |
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| US6093303A (en) | 1998-08-12 | 2000-07-25 | Swagelok Company | Low temperature case hardening processes |
| DE10010383B4 (de) * | 1999-03-04 | 2004-09-16 | Honda Giken Kogyo K.K. | Verfahren zur Herstellung von Maraging-Stahl |
| US6547888B1 (en) | 2000-01-28 | 2003-04-15 | Swagelok Company | Modified low temperature case hardening processes |
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