JP2916751B2 - オーステナイト系ステンレス鋼表面の窒化処理方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼表面の窒化処理方法Info
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Description
使用されるオーステナイト系ステンレス鋼の耐磨耗性や
耐久性を改善するためのオーステナイト系ステンレス鋼
表面の窒化処理方法に関する。
にクロムやニッケルを含有させた合金鋼であり、昨今そ
の生産量は増大の一途をたどっている。ステンレス鋼
は、クロム系ステンレスとクロム・ニッケル系ステンレ
スに大別されるが、とりわけクロム・ニッケル系ステン
レスであるオーステナイト系ステンレス鋼は、クロム系
ステンレスよりも耐食性、機械的性質、溶接性に優れる
ため多くの用途に用いられ、ステンレス鋼の中では最も
大量に使用されているものである。オーステナイト系ス
テンレス鋼の表面を硬化する目的で各種硬化処理法が採
用されているが、該ステンレス鋼は表面に不働態皮膜を
形成しているために化学的に非常に安定な表面状態を呈
しており、NH3ガスを基本とする雰囲気中における窒
化処理による表面硬化は困難である。
ステナイト系ステンレス鋼を、窒化処理前に酸洗いによ
り表面の不働態皮膜を除去した後、NH3ガスを基本と
する雰囲気中で窒化する窒化処理方法、(2)オーステ
ナイト系ステンレス鋼を、窒化処理炉の中に塩素系のガ
スを導入しながらNH3ガスを基本とする雰囲気中で窒
化する窒化処理方法、(3)オーステナイト系ステンレ
ス鋼を表面脱脂処理した後、窒化処理に先だってフッ素
系ガスの雰囲気炉中で加熱処理し、続いてNH 3ガスを
基本とする雰囲気で窒化する窒化処理方法、および
(4)オーステナイト系ステンレス鋼を表面脱脂した
後、通常の窒化処理温度(450〜600℃)とそれよ
り高い温度(650〜800℃)でNH3ガスを基本と
する雰囲気中で窒化する窒化処理方法が存在する。
(1)の窒化処理前に酸洗いを行ってNH3ガスを基本
とする雰囲気中で窒化する窒化処理方法では、酸洗いの
ための設備が必要であること、廃酸の処理施設が必要で
あること、被処理物に付着した残留酸による炉材の損傷
が大きいこと、作業環境が良くないことなどの問題点が
ある。(2)の窒化処理炉の中に塩素系のガスを導入し
ながらNH3ガスを基本とする雰囲気中で窒化する窒化
処理方法では、塩素系のガスは有害であるため排ガスの
処理施設が必要であること、腐食性が強いため炉材の損
傷が大きいこと、作業環境が良くないことなどの問題点
がある。
系ガスの雰囲気炉の中で加熱処理し、NH3ガスを基本
とする雰囲気中で窒化する窒化処理方法では、フッ素雰
囲気加熱炉が必要であること、フッ素系のガスは有害で
あるため排ガスの処理施設が必要であること、腐食性が
強いため炉材の損傷が大きいこと、作業環境が良くない
ことなどの問題点がある。
50〜600℃)とそれより高い温度(650〜800
℃)でNH3ガスを基本とする雰囲気で窒化する窒化方
法では、処理温度が高いためエネルギーコストが高くな
ること、窒化層のビッカース硬さが最高でもHV760
と通常の窒化温度で窒化処理した窒化層のビッカース硬
さHV900〜1200より低いこと、オーステナイト
系ステンレス鋼の窒化処理では(例えばSUS304
材)、高温度(例えば750℃)で20時間、低温(例
えば530℃)で100時間での2段階の窒化処理を必
要としているため総窒化処理時間が長くなること、処理
工程が増えることなどの問題点がある。
(4)のように窒化処理前に酸洗処理を行うことなく、
窒化処理炉に有害な塩素系のガスを導入することなく、
窒化処理に先だってフッ素系のガス雰囲気炉で加熱処理
することなく、また高い温度で窒化処理することなく、
従って特別の処理施設も必要としない安全なオーステナ
イト系ステンレス鋼表面の窒化処理方法を提供すること
である。
方法によって解決される。 (1)合金組成が、Cr 16.00〜23.00%、
Ni 10.00〜28.00%、C 0.08%以
下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からなるオ
ーステナイト系ステンレス鋼表面に、鏡面加工を施し、
次いでNH3ガスを基本とする雰囲気中において、40
0〜650℃で加熱することを特徴とするオーステナイ
ト系ステンレス鋼表面の窒化処理方法。 (2)合金組成が、Cr 16.00〜23.00%、
Ni 10.00〜28.00%、C 0.08%以
下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からなるオ
ーステナイト系ステンレス鋼表面に、鏡面加工を施し、
次いで同表面に酸化皮膜を形成し、その後NH3ガスを
基本とする雰囲気中において、400〜650℃で加熱
することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼表
面の窒化処理方法。 (3)合金組成が、Cr 16.00〜23.00%、
Ni 10.00〜28.00%、C 0.08%以
下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からなるオ
ーステナイト系ステンレス鋼の表面に、鏡面加工を施
し、次いで酸化雰囲気中で200〜800℃で加熱する
ことによって酸化皮膜を形成し、その後NH3ガスを基
本とする雰囲気中において、400〜650℃で加熱す
ることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼表面
の窒化処理方法。
面に、鏡面加工を施し、次いで酸化雰囲気中で300〜
800℃で加熱することによって酸化皮膜を形成し、そ
の後NH3ガスを基本とする雰囲気中において、400
〜650℃で加熱することを特徴とするオーステナイト
系ステンレス鋼表面の窒化処理方法。 (5)合金組成が、Cr 16.00〜26.00%、
Ni 3.50〜22.00%、C 0.15%以下、
Fe残部からなるオーステナイト系ステンレス鋼の表面
に、鏡面加工を施し、次いで酸化雰囲気中で300〜8
00℃で加熱することによって酸化皮膜を形成し、その
後NH3ガスを基本とする雰囲気中において、400〜
650℃で加熱することを特徴とするオーステナイト系
ステンレス鋼表面の窒化処理方法。 (6)合金組成が、Cr 16.00〜23.00%、
Ni 10.00〜28.00%、C 0.08%以
下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からなるオ
ーステナイト系ステンレス鋼の表面に、鏡面加工を施
し、次いで酸化雰囲気中で300〜800℃で加熱する
ことによって酸化皮膜を形成し、その後NH3ガスを基
本とする雰囲気中において、400〜650℃で加熱す
ることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼表面
の窒化処理方法。
オーステナイト系ステンレス鋼表面の鏡面加工は、例え
ばラッピング、ポリシング、研削、切削、メカノケミカ
ルの精密加工によって行うことができ、それをNH3ガ
スを基本とする雰囲気中において、400〜650℃で
任意の時間加熱処理することで表面窒化ができる。ただ
し、オーステナイト系ステンレス鋼の中でもCr含有量
の少ない鋼、Moを含まないオーステナイト系ステンレ
ス鋼(例えばSUS304(18Cr−8Ni))は、
前記方法(鏡面加工を施し、NH3ガスを基本とする雰
囲気中において、400〜650℃で任意時間加熱処理
する方法)のみでは十分な窒化ができない。それらのオ
ーステナイト系ステンレス鋼に対しては、前記鏡面加工
を施した後、酸化処理(例えば化成処理、酸化雰囲気中
での加熱酸化等)により酸化皮膜を形成した後、NH3
ガスを基本とする雰囲気中において400〜650℃で
任意の時間加熱処理することにより十分な窒化ができ
る。特に、酸化雰囲気(例えば大気中)中で200〜8
00℃に昇温してから30分間以上加熱して表面に酸化
皮膜を形成し、その後NH3ガスを基本とする雰囲気中
において400〜650℃で任意の時間加熱処理するこ
とにより十分な窒化ができる。以上のごとく、加熱温度
と加熱時間を調整することで、Cr含有量の少ないオー
ステナイト系ステンレス鋼(例えばSUS304)、C
r含有量の多いオーステナイト系ステンレス鋼(例えば
SUS310S(25Cr−20Ni))、Moを含む
オーステナイト系ステンレス鋼(例えばSUS316
(18Cr−20Ni−2.5Mo))のどの鋼種でも
窒化処理による硬化ができるとともに、窒化反応を促進
し、同じ窒化処理条件において得られる窒化層の厚さを
厚くできる。
ンレス鋼表面の鏡面加工は、通常、常温下、例えば0〜
40℃において行われる。上記窒化処理の場合、窒化雰
囲気を形成するためのガスとしては、NH3ガス単体、
NH3ガスと炭素源を有するガス(例えば滴中式雰囲気
炉におけるアルコール類、RXガス)との混合ガス(例
えばNH3ガスとCOとCO2との混合ガス)が用いら
れる。
術のごとく、窒化処理前の酸洗処理、塩素系ガス、フッ
素系ガスの利用、又は高温度での窒化処理をすることな
く、オーステナイト系ステンレス鋼表面の窒化処理が容
易にできる。本発明方法によれば、例えば窒化処理前の
ビッカース硬さが約HV200であったオーステナイト
系ステンレス鋼の表面ビッカース硬さは、窒化処理後は
HV800〜1200の範囲に増大し、窒化処理前の4
〜6倍の高いビッカース硬さが得られる。
US310S(25Cr−20Ni)相当材をオーステ
ナイト系ステンレス鋼の基材Aとして選択した。この基
材Aに対して、.1μmのダイヤモンド粒子を用いて
バフ研磨によって鏡面加工を施したもの(以下、「製材
A1」という)と、.1μmのダイヤモンド粒子を用
いてバフ研磨によって鏡面加工を施した後、さらに酸化
(大気)雰囲気炉において200℃、300℃、400
℃、500℃、600℃、700℃、800℃の各温度
で1時間加熱して表面に酸化皮膜を形成したもの(以
下、各々「製材A2(200)、製材A2(300)、
製材A2(400)、製材A2(500)、製材A2
(600)、製材A2(700)、製材A2(80
0)」という)を、図1及び表1に示す性能仕様の雰囲
気熱処理炉((株)不二越製型式 NACH EQ−
3)に入れ、NH3ガス雰囲気中において570℃で2
0時間加熱して窒化処理を施した。
面のX線回折結果を示す。図2から明らかなように、製
材A1、製材A2(500)は、共に窒化処理後の表面
にFe4N、CrNの窒化物が認められ窒化されたこと
が解る。製材A2(500)の窒化物Fe4N、CrN
のX線強度のピークは、製材A1の窒化後のピークより
高くなっている。また、製材A2(500)のFe4N
の最強X線ピークは、基地組織のγ(ガンマ)のピーク
より高くなっている。このことは、製材A1に比べ製材
A2(500)の方が、窒化の進行が促進されたことを
示す。
窒化処理後の断面表面近傍組織の顕微鏡写真を示す。図
3から明らかなように、製材A1、製材A2(500)
は、共に実用的に十分な厚さの窒化層が認められる。窒
化層の厚さは、製材A2(500)を窒化処理したもの
の方が厚くなっている。
化処理後の断面表面から内部へのビッカース硬さ(H
V)分布を示す。図4から、製材A1の窒化処理物の窒
化層のビッカース硬さは最高HV970に達しており、
窒化前ビッカース硬さ(約HV200)の約4.8倍の
高い硬さが得られている。一方、製材A2(500)の
窒化処理物の窒化層のビッカース硬さは最高HV105
0に達しており、窒化前ビッカース硬さ(約HV20
0)の約5.3倍の高い硬さが得られている。製材A1
と製材A2(500)の窒化処理物の窒化層の厚さを比
較すると、鏡面加工を施しただけの製材A1の場合の窒
化層の厚みは約45μmであるのに比べ、鏡面加工を施
した後酸化(大気)雰囲気炉において500℃で1時間
加熱して窒化処理した製材A2(500)の場合の窒化
層の厚みは約80μmであって、製材A1の場合よりも
約35μm厚くなっている。
材A2(300)、製材A2(400)、製材A2(5
00)、製材A2(600)、製材A2(700)、及
び製材A2(800)の窒化処理前の酸化(大気)雰囲
気炉における加熱温度と窒化層の厚さの関係を示す。図
5から明らかなように、製材A1と製材A2(200)
の窒化処理後の窒化層の厚さは、共に約40μmであ
る。酸化(大気)雰囲気炉における加熱温度が300
℃、400℃、500℃と高くなると窒化層は、製材A
2(300)で約75μm、製材A2(400)と製材
A2(500)で約80μmと厚くなり、製材A2(4
00)と製材A2(500)で最大厚さを示す。酸化
(大気)雰囲気炉における加熱温度が600℃以上(製
材A2(600)、製材A2(700))での加熱材で
は、窒化層の厚さは約60μmとなり無加熱材(製材A
1)及び200℃加熱材(製材A2(200))の窒化
層の厚さよりは約20μm厚いものとなっている。
A)は鏡面加工を施し窒化処理することで十分窒化が進
行し、実用上十分な硬さと厚みを有する窒化層を得るこ
とができることが解る。さらに、基材Aは鏡面加工を施
し、酸化(大気)雰囲気中で加熱(最高500℃)する
ことによって酸化皮膜を形成し、その後に窒化処理する
ことで窒化層の厚さを厚くできることが解る。
ことによって、従来技術におけるごとく窒化処理前に酸
洗処理したり、塩素系のガスを窒化処理炉へ導入した
り、窒化処理前にフッ素ガス雰囲気炉で加熱処理するこ
とを行うことなしに、通常の処理温度(400〜650
℃)でNH3ガスを基本とする雰囲気中で窒化処理がで
きる。また、本発明にしたがい基材Aに鏡面加工を施し
酸化(大気)雰囲気炉において200〜500℃の範囲
に加熱し酸化皮膜を形成した後に窒化処理することによ
って、同じ窒化処理時間において窒化の進行を促進さ
せ、窒化層の厚さを厚くすることができる。窒化層の厚
さは、酸化(大気)雰囲気炉中での加熱温度が400〜
500℃の時に約80μmとなり最大厚さとなる。得ら
れた窒化層のビッカース硬さはHV800〜1050の
範囲におよび窒化前のビッカース硬さ(HV200)の
約4〜5.3倍になる。
US304(18Cr−8Ni)相当材を基材Bとして
選択した。この基材Bに、.1μmのダイヤモンド粒
子を用いてバフ研磨によって鏡面加工を施したもの(以
下、「製材B1」という)と、.1μmのダイヤモン
ド粒子を用いてバフ研磨によって鏡面加工を施したのち
酸化(大気)雰囲気炉において200℃、300℃、4
00℃、500℃、600℃、700℃、800℃の各
温度で1時間加熱し表面に酸化皮膜を形成したもの(以
下、各々「製材B2(200)、製材B2(300)、
製材B2(400)、製材B2(500)、製材B2
(600)、製材B2(700)、製材B2(80
0)」という)を、図1及び表1に示す性能仕様の雰囲
気熱処理炉((株)不二越製 型式 NACH EQ−
3)に入れ、NH3ガス雰囲気中において570℃で2
0時間加熱して窒化処理を施した。
材B2(600)の窒化処理後の表面のX線回折結果を
示す。図6から明らかなように、製材B1の窒化処理後
の窒化物としてはCrNが認められるが、X線強度のピ
ークは低い。基地の組織のγ(ガンマ)のX線強度のピ
ークが最も高く、次いでα(アルファ)となっている。
このことから、十分に窒化が進行しなかったといえる。
一方、製材B2(400)の窒化処理後の窒化物として
CrN、Fe4Nが明瞭に認められ、Fe4NのX線強
度のピークが最も高く、基地の組織のγ(ガンマ)、α
(アルファ)よりも高い。このことは、十分に窒化され
たことを示す。製材B2(600)の窒化処理後の窒化
物として、CrN、Fe4Nが明瞭に認められるが、基
地組織であるγ(ガンマ)は全く認められない。また、
これらの窒化物のX線強度のピークは、製材B2(40
0)の窒化処理後のピークより高くなっている。このこ
とは、400℃加熱の製材B2(400)に比べ、製材
B2(600)では、窒化の進行が促進されたことを示
す。また、Fe3O4の酸化物が認められた。
材B2(600)の窒化処理後の断面の表面近傍組織の
顕微鏡写真を示す。図7から明らかなごとく、製材B1
には窒化層がほとんど認められない。製材B2(40
0)、製材B2(600)の窒化処理物には共に明瞭な
窒化層が認められ、鏡面加工して酸化(大気)雰囲気炉
における加熱温度が高い製材B2(600)の方が厚く
なっている。また、製材B2(400)、製材B2(6
00)の窒化処理物の窒化層は、両方とも実用的に十分
な厚さである。
材B2(600)の窒化処理後の断面表面から内部への
ビッカース硬さ(HV)分布を示す。製材B1の窒化処
理物のビッカース硬さは最表面が約HV380で、窒化
前の硬さ(HV200)より硬いが窒化層として十分な
硬さではなく、ほとんど窒化されていない。製材B2
(400)、製材B2(600)の窒化処理物の窒化層
のビッカース硬さは最表面でHV940が得られる。こ
の硬さは、実用的に十分な硬さである。鏡面加工を施し
ただけで窒化処理したSUS304材(製材B1窒化処
理物)の窒化層はほとんどないに等しい。これに対し
て、窒化前に酸化(大気)雰囲気炉において400℃、
600℃で加熱したSUS304(製材B2(400)
窒化処理物、製材B2(600)窒化処理物)の窒化層
の厚さは、400℃加熱で約120μm、600℃加熱
で約130μmである。酸化(大気)雰囲気炉における
加熱温度が高くなると窒化層が厚くなることが解る。
2(200)、製材B2(300)、製材B2(40
0)、製材B2(500)、製材B2(600)、製材
B2(700)及び製材B2(800)に窒化処理前の
酸化(大気)雰囲気加熱温度と窒化層の厚さの関係を示
す。図9から明らかに、製材B1、製材B2(200)
窒化処理物には窒化層はほとんど認められない。酸化
(大気)雰囲気炉における加熱温度が300℃(製材B
2(300))になると、窒化層の厚さが約75μmと
厚くなり、加熱温度が400℃(製材B2(400))
で窒化層の厚さは約120μm、500℃(製材B2
(500))で約125μm、600℃(製材B2(6
00))で約130μm、700℃(製材B2(70
0))で約155μmとなり最大となる。しかし、酸化
(大気)雰囲気炉における加熱温度が800℃(製材B
2(800))になると窒化層の厚さは減少し、400
℃加熱(製材B2(400))とほぼ同じ厚さになる。
したのみの製材B1では、窒化は十分進行しない。基材
Bは、鏡面加工を施した後、酸化(大気)雰囲気炉にお
いて加熱し表面に酸化皮膜を形成し、その後NH3ガス
を基本とする雰囲気で窒化処理することによって窒化を
十分に進行させることができ、実用的に十分な硬さと厚
さを持つ窒化層を得ることができることが解る。基材B
に鏡面加工を施し酸化(大気)雰囲気炉における加熱温
度の選択によって窒化層の厚さを厚くできる。窒化層の
厚さは、酸化(大気)雰囲気炉での加熱温度が700℃
の製材B2(700)の窒化処理物で約155μmとな
り最大となる。また,得られた窒化層のビッカース硬さ
はHV940におよび窒化処理前の硬さ(HV200)
の約4.7倍になる。
US316(18Cr−20Ni−2.5Mo)相当材
を、基材Cとして選択した。この基材Cに、.1μm
のダイヤモンド粒子を用いてバフ研磨によって鏡面加工
を施したもの(以下、「製材C」という)と、.1μ
mのダイヤモンド粒子を用いてバフ研磨によって鏡面加
工を施した後酸化(大気)雰囲気炉において200℃、
300℃、400℃、500℃、600℃、700℃、
800℃の各温度で1時間加熱し表面に酸化皮膜を形成
したもの(以下、各々「製材C2(200)、製材C2
(300)、製材C2(400)、製材C2(50
0)、製材C2(600)、製材C2(700)、製材
C2(800)」という)を、図1及び表1に示す性能
仕様の雰囲気熱処理炉((株)不二越製 型式 NA
CHEQ−3)に入れ、NH3ガス雰囲気中において5
70℃で20時間加熱して窒化処理を施した。
0)の窒化処理後の表面のX線回折結果を示す。図10
から明らかなように、製材C1、及び製材C2(50
0)は共に窒化処理後の表面にFe4N、CrNの窒化
物が認められ窒化されたことが解る。製材C1の窒化処
理後の表面ではFe4NのX線強度ピークが最も高くな
り、次いで基地組織であるγ(ガンマ)、CrNの順と
なっている。また、α(アルファ)のピークも認められ
る。製材C2(500)の窒化処理後の表面では、Fe
4NのX線強度ピークが最も高く製材C1のFe4Nの
X線強度ピークより高くなり,次いでCrNとなってい
る。そして、基地組織のγ(ガンマ)のピークは認めら
れなくなっている。このことは、製材C1より製材C2
(500)の方が、窒化の進行が促進されたことを示
す。
窒化処理後の断面の表面近傍組織の顕微鏡写真を示す。
図11に明らかなように、製材C1、製材C2(50
0)は共に窒化処理後の断面表層に明瞭な窒化層が認め
られる。これらの窒化層の厚さは、実用的に十分な厚さ
である。鏡面加工を施したSUS316材の製材C1の
窒化処理物の窒化層は、厚さとしては十分であるが、基
地組織と窒化層の境界が波状になっている。これに比べ
鏡面加工を施し酸化(大気)雰囲気炉において500℃
で1時間加熱し酸化皮膜を形成した製材C2(500)
の窒化処理物の窒化層は基地組織と窒化層の境界は直線
的であり、厚さが厚くなっている。以上のことから、製
材C1より製材C2(500)の方が、窒化の進行が促
進されたことが解る。
0)の窒化処理後の断面表面から内部へのビッカース硬
さ(HV)分布を示す。図12に明らかなように、製材
C1の窒化処理後物の表面近傍のビッカース硬さはHV
1200で窒化前のビッカース硬さ(HV200)の6
倍、製材C2(500)の窒化処理物の表面近傍のビッ
カース硬さはHV1050で窒化前のビッカース硬さ
(HV200)の5.2倍の高い硬さとなっている。得
られた窒化層の厚みを比較すると、製材C1の窒化処理
物の窒化層の厚みは約110μmであるのに比べ、製材
C2(500)の窒化処理物の窒化層の厚みは約150
μmで、約40μmも厚くなっている。以上のことか
ら、鏡面を施しただけのSUS316材(製材C1)よ
り酸化(大気)雰囲気炉において加熱し酸化皮膜を形成
したSUS316材(製材C2)の方が窒化の進行が促
進されたことが解る。
製材C2(300)、製材C2(400)、製材C2
(500)、製材C2(600)製材C2(700)、
製材C2(800)の窒化処理後の酸化(大気)雰囲気
炉における加熱温度と窒化層の厚さの関係を示す。図1
3から明らかなように、製材C1窒化処理物の窒化層の
厚さが110μm、製材C2(200)で約120μ
m、製材C2(300)で約140μm、製材C2(4
00)で約130μm、製材C2(500)で約150
μm、製材C2(600)と製材C2(700)で約1
45μm、製材C2(800)で約60μmとなってい
る。酸化(大気)雰囲気炉での加熱温度が500℃まで
(製材C2(200)〜製材C2(500))は、温度
が高くなるほど窒化層の厚さが厚くなり、製材C2(5
00)で最大厚になる。600℃(製材C2(60
0))以上で窒化層の厚さは薄くなり始め、800℃
(製材C2(800))になると大幅に薄くなる。以上
のことから、基材Cは鏡面加工を施し窒化処理すること
で十分窒化が進行し、実用的にに十分な硬さと厚みを有
する窒化層を得ることができるが、さらに、基材Cは鏡
面加工を施し酸化(大気)雰囲気炉における加熱によっ
て酸化皮膜を形成し窒化処理することで窒化層の厚さを
厚くできることが解る。
に鏡面加工を施すことによって、従来技術のように窒化
処理前に酸洗処理をしたり、塩素系のガスを窒化処理炉
へ導入したり、窒化処理前にフッ素ガス雰囲気炉で加熱
処理したりすることを行うことなく、通常の処理温度
(400〜600℃)でNH3ガスを基本とする雰囲気
中で窒化処理ができる。
気炉において200〜500℃の範囲に加熱し酸化皮膜
を形成した後に窒化処理することによって、窒化の進行
を促進させ、窒化層の厚さを厚くすることができる。窒
化層の厚さは、酸化(大気)雰囲気中での加熱温度が4
00〜500℃の時に約150μmとなり最大厚さとな
る。
00〜1200に及び窒化前のビッカース硬さ(HV2
00)の4〜6倍になる。すなわち、窒化処理前におけ
る酸化(大気)雰囲気での加工条件(例えば加熱温度)
を変化させて選択して酸化皮膜を調整することにより、
同じ窒化条件において基材C表面の窒化層の厚さを調整
できる。
で、下記の効果が得られる。 1.窒化処理前に、合金組成が、Cr 16.00〜2
3.00%、Ni 10.00〜28.00%、C
0.08%以下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残
部からなるオーステナイト系ステンレス鋼に鏡面加工を
施すことにより、NH3ガスを基本とする雰囲気中で容
易に窒化することができる。 2.オーステナイト系ステンレス鋼に鏡面加工を施し、
酸化雰囲気で加熱し表面に酸化皮膜を形成しNH3ガス
を基本とする雰囲気で窒化処理することによって、Cr
含有量の少ないオーステナイト系ステンレス鋼やMoを
含有しないオーステナイト系ステンレス鋼(例えばSU
S304)を含むすべてのオーステナイト系ステンレス
鋼の表面の窒化ができる。 3.オーステナイト系ステンレス鋼に鏡面加工を施し、
酸化雰囲気で加熱し表面に酸化皮膜を形成することでN
H3ガスを基本とする雰囲気での窒化速度を速くでき
る。 4.従来技術におけるごとく塩素系のガスを処理炉中に
導入せずに、フッ素系のガス雰囲気炉で加熱処理するこ
となく、NH3ガスを基本とする雰囲気中でオーステナ
イト系ステンレス鋼の窒化処理が容易にできる。 5.従来技術のごとく窒化処理炉を構成している炉材が
塩素ガスやフッ素ガス等による損傷を受けることなく、
耐久性が向上する。 6.従来技術のごとく塩素系やフッ素系ガスを使用しな
いため、特別な設備や排ガス処理施設が不要となる。 7.以上のことから公害の発生要因が少なくなる。 8.作業環境が改善される。
備を有することなく、NH3ガスを基本とする雰囲気の
中で簡単にオーステナイト系ステンレス鋼表面の窒化処
理ができ、かつ十分な厚さと硬さを有する窒化層を形成
することができる。よって、一般産業機械、装置等に汎
用されるオーステナイト系ステンレス鋼の耐磨耗性や耐
久性の改善に大いに貢献するものである。
ステンレス鋼の表面の窒化処理のための雰囲気熱処理炉
の概説図。
折図。
断面の表面近傍金属組織の顕微鏡写真。
断面表面から内部へのビッカース硬さ(HV)分布図。
00)、製材A2(400)、製材A2(500)、製
材A2(600)、製材A2(700)、製材A2(8
00)の窒化処理前の酸化雰囲気炉中における加熱温度
と窒化層の厚さの関係図。
00)の窒化処理後の表面のX線回折結果図。
00)の断面の表面近傍金属組織の顕微鏡写真。
00)の断面の表面から内部へのビッカース硬さ(H
V)分布を示す図。
00)、製材B2(400)、製材B2(500)、製
材B2(600)、製材B2(700)、製材B2(8
00)の窒化処理前の酸化雰囲気炉中における加熱温度
と窒化層の厚さの関係図。
の表面のX線回折図。
の断面の表面近傍金属組織の顕微鏡写真。
の断面表面から内部へのビッカース硬さ分布図。
(300)、製材C2(400)、製材C2(50
0)、製材C2(600)、製材C2(700)、製材
C2(800)の窒化処理前の酸化雰囲気炉中における
加熱温度と窒化層の厚さの関係図。
Claims (6)
- 【請求項1】合金組成が、Cr 16.00〜23.0
0%、Ni 10.00〜28.00%、C 0.08
%以下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からな
るオーステナイト系ステンレス鋼表面に、鏡面加工を施
し、次いでNH3ガスを基本とする雰囲気中において、
400〜650℃で加熱することを特徴とするオーステ
ナイト系ステンレス鋼表面の窒化処理方法。 - 【請求項2】合金組成が、Cr 16.00〜23.0
0%、Ni 10.00〜28.00%、C 0.08
%以下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からな
るオーステナイト系ステンレス鋼表面に、鏡面加工を施
し、次いで同表面に酸化皮膜を形成し、その後NH3ガ
スを基本とする雰囲気中において、400〜650℃で
加熱することを特徴とするオーステナイト系ステンレス
鋼表面の窒化処理方法。 - 【請求項3】合金組成が、Cr 16.00〜23.0
0%、Ni 10.00〜28.00%、C 0.08
%以下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からな
るオーステナイト系ステンレス鋼の表面に、鏡面加工を
施し、次いで酸化雰囲気中で200〜800℃で加熱す
ることによって酸化皮膜を形成し、その後NH3ガスを
基本とする雰囲気中において、400〜650℃で加熱
することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼表
面の窒化処理方法。 - 【請求項4】オーステナイト系ステンレス鋼の表面に、
鏡面加工を施し、次いで酸化雰囲気中で300〜800
℃で加熱することによって酸化皮膜を形成し、その後N
H3ガスを基本とする雰囲気中において、400〜65
0℃で加熱することを特徴とするオーステナイト系ステ
ンレス鋼表面の窒化処理方法。 - 【請求項5】合金組成が、Cr 16.00〜26.0
0%、Ni 3.50〜22.00%、C 0.15%
以下、Fe残部からなるオーステナイト系ステンレス鋼
の表面に、鏡面加工を施し、次いで酸化雰囲気中で30
0〜800℃で加熱することによって酸化皮膜を形成
し、その後NH3ガスを基本とする雰囲気中において、
400〜650℃で加熱することを特徴とするオーステ
ナイト系ステンレス鋼表面の窒化処理方法。 - 【請求項6】合金組成が、Cr 16.00〜23.0
0%、Ni 10. 00〜28.00%、C 0.08
%以下、Mo 1.20〜7.00%、Fe残部からな
るオーステナイト系ステンレス鋼の表面に、鏡面加工を
施し、次いで酸化雰囲気中で300〜800℃で加熱す
ることによって酸化皮膜を形成し、その後NH3ガスを
基本とする雰囲気中において、400〜650℃で加熱
することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼表
面の窒化処理方法。
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1995
- 1995-09-08 JP JP7256763A patent/JP2916751B2/ja not_active Expired - Fee Related
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