JP3064937B2

JP3064937B2 - オーステナイト系金属に対する浸炭処理方法およびそれによって得られたオーステナイト系金属製品

Info

Publication number: JP3064937B2
Application number: JP9002069A
Authority: JP
Inventors: 正昭田原; 春男仙北谷; 憲三北野; 忠司林田
Original assignee: Air Water Inc
Current assignee: Air Water Inc
Priority date: 1996-01-09
Filing date: 1997-01-09
Publication date: 2000-07-12
Anticipated expiration: 2017-01-09
Also published as: JPH09249959A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、オーステナイト系
金属に対して浸炭処理を施し、その表面を硬質化する浸
炭処理方法およびそれによって得られたオーステナイト
系金属製品に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】オーステナイト系金属、とくにオーステ
ナイト系ステンレスは、高耐蝕性および高装飾性を有す
るため、最も広く使用されている。例えば、ボルト，ナ
ット，ねじ，ワッシャ，ピン等のファスナー類は、上記
特性に鑑み、オーステナイト系ステンレス材料によって
構成されている。また、食品機械や化学プラント，原子
力分野等の高耐蝕性を要求される分野の機械，設備にお
いては、各種のシャフト類，インペラー，金型，ばね，
チェーン，バルブ部品等，多様な機械部品にステンレス
製品が適用されている。しかしながら、上記のようなオ
ーステナイト系ステンレス製品は、それ自体の材料強度
は、一般の炭素鋼材と異なり、その多くは、最終形状に
仕上げるまでの中間加工工程での強化によって高められ
る。例えば、プレス加工，押し出し成形加工，パンチン
グ加工等によってオーステナイト系ステンレス自体の結
晶構造を緻密化させ、材料強度を向上させることが行わ
れている。このような中間加工工程での材料強度の強化
の程度は、ボルト，ナット等の形状に対する制約や、押
し出し成形加工等における金型コスト等の制約があるこ
とから、おのずと限界が生ずる。したがって、ボルト，
ナット，ねじ等のファスナー類やポンプシャフト，ベア
リング，ばねのような部品に、特別に表面剛性や焼付防
止機能を要求される時には、硬質クロムメッキやＮｉ
−Ｐ等の湿式メッキを施したり、物理蒸着（ｐｈｙｓ
ｉｃａｌｖａｐｅｒｄｅｐｏｓｉｔｉｎ，ＰＶＤ）
等の皮膜コーティングを施したり、窒化のような浸透
硬化処理を施すこと等が行われている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかし、上記のような
湿式メッキや、ＰＶＤ等のような皮膜コーティングにつ
いては、オーステナイト系ステンレス製品の表面に形成
された皮膜の剥離等が生じ、製品寿命が短かくなるとい
う問題を生じる。

【０００４】また、窒化のような浸透硬化処理のうち、
窒化処理は、オーステナイト系ステンレス材料の表面か
ら内部に窒素原子を浸透させて、その表面層を硬質窒化
層に形成するという方法である。この方法では、オース
テナイト系ステンレス製品の表面硬度は向上するもの
の、肝心の耐蝕性の低下が生ずるという大きな問題があ
る。そのうえ、ステンレス製品の表面粗度が悪くなった
り、表面が膨れたり、また、磁性を帯びたりするという
難点もある。上記のように、窒化によって耐蝕性の低下
が生ずるのは、窒化硬化層中において、オーステナイト
系ステンレス材料自体が有している含有クロム原子（こ
のクロム原子によって耐蝕性の向上が実現される）が、
窒化により、ＣｒＮ，Ｃｒ₂Ｎというクロム窒化物とな
って消費され、固溶クロム量が低下することによるもの
と考えられる。また、上記のような窒化物の生成によっ
て、表面が膨れたり、表面粗度が悪くなる等の問題も生
ずる。

【０００５】上記浸透硬化処理の他の方法としては、浸
炭法が存在する。しかし、従来の浸炭法は、オーステナ
イト系ステンレス製品の表面を炭素分を含有するガスと
接触させ、表面層中に炭素原子を浸透させ、硬質な浸炭
層を形成するというものである。このような浸炭法にお
いては、炭素原子の浸透性と固溶限度を考慮し、一般に
鉄のＡ₁変態点である７００℃以上の温度で浸炭処理が
行われるが、鉄の再結晶温度をはるかに超えた温度（鉄
の再結晶温度は略４５０℃）に長時間保持されることと
なり、オーステナイト系ステンレス材料自体の有する強
度が著しく低下するという大きな欠点がある。このよう
な浸炭法は、上記のように、浸炭によって材料自体の強
度がかなり低下するという欠点があることから、元来が
それほど大きな材料硬度を有していないオーステナイト
系ステンレス製品については、その適用が考慮されてい
ない。また、先に述べたように、ボルト，ナット，ねじ
等のファスナー類に対する強度の向上は、上記のように
プレス，押し出し，パンチング等によって行われてい
て、材料全体の強度向上を実現させることによって行わ
れていることから、浸炭法によって表面硬度のみを向上
させるという技術の適用は考慮されていないのが実情で
ある。

【０００６】本発明は、このような事情に鑑みなされた
もので、オーステナイト系金属自体の強度を低下させず
に、表面硬度を大幅に向上させ、しかも、オーステナイ
ト系金属自体の優れた耐蝕性が損なわれず、さらに、場
合によっては母材以上の耐蝕性を備えた硬質表面層を形
成することのできるオーステナイト系金属に対する浸炭
処理方法およびそれによって得られたオーステナイト系
金属製品の提供をその目的とする。

【０００７】

【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、浸炭処理に先立って、フッ素系ガス雰囲
気下でオーステナイト系金属を加熱状態で保持し、つい
で浸炭処理の際の温度を６８０℃以下の温度に設定して
浸炭処理し、そののち酸洗処理を行うオーステナイト系
金属に対する浸炭処理方法を第１の要旨とし、その浸炭
処理方法によって得られたオーステナイト系金属製品で
あって、表面から１０〜７０μｍの深さの表面層が炭素
原子の侵入によって硬化して浸炭硬化層に形成され、こ
の浸炭硬化層の硬度がマイクロビッカース硬度で７００
〜１０５０（Ｈｖ）に形成され、上記浸炭硬化層が、ク
ロム炭化物粒子が存在しないオーステナイト相から形成
されているオーステナイト系金属製品を第２の要旨と
し、表面から１０〜７０μｍの深さの表面層が炭素原子
の侵入によって硬化して浸炭硬化層に形成され、この浸
炭硬化層の硬度がマイクロビッカース硬度で７００〜１
０５０（Ｈｖ）に形成され、上記浸炭硬化層の最表層が
深さ２〜３μｍの内部酸化層に形成されているオーステ
ナイト系金属製品を第３の要旨とする。

【０００８】本発明者らは、オーステナイト系金属に対
する表面硬度を向上させるため、一連の研究を重ねる過
程で、浸炭処理に際し、フッ素系ガスで前処理すると、
オーステナイト系ステンレス等のオーステナイト系金属
に対し、鋼のＡ₁変態点以下の温度での浸炭処理が可能
になるのではないかと着想し、これに基づき一連の研究
を重ねた。この研究の過程で、前記の着想のように、浸
炭処理に先立ち、または、浸炭処理と同時に、フッ素系
ガスで処理すると、従来、不可能視されていた浸炭処理
が可能になるのであり、特に、その浸炭処理の温度も従
来のような７００℃以上の温度ではなく６８０℃以下の
温度、好適には４００〜５００℃にすると、より効果的
な浸炭が実現できることを見いだした。そして、このよ
うにすることにより、オーステナイト系ステンレス製品
等のオーステナイト系金属製品の表面から１０〜７０μ
ｍの深さの表面層が浸炭層に形成され、この浸炭層の硬
度が、マイクロビッカース硬度で５２０〜１１８０Ｈ
ｖ、好適には、７００〜１０５０Ｈｖに形成され、しか
も、その浸炭層中にクロム炭化物粒子が析出しなくなる
ことを見いだし、本発明に到達した。このようにして得
られた浸炭処理品は、表面層が硬質になっており、しか
もオーステナイト系金属自体の有する耐蝕性は殆ど損な
われていないばかりか、場合によっては、母材以上の高
度の耐蝕性の要求に応えることもできる。また、表面が
膨れたり、表面粗度が悪くなる等の難点もない。

【０００９】上記クロム炭化物粒子は、通常、粒径が
０．１〜５μｍのものをいうが、これより微細なクロム
炭化物は、上記浸炭層中に含有されていたとしても表面
硬度の向上等の効果の実現には、支障がない。また、上
記浸炭硬化層中の最大炭素濃度を、１．２〜２．６重量
％にした場合には、表面硬度の向上効果が一層大きくな
るうえ、浸炭硬化層が母材以上の耐食性を発揮するよう
になる。また、オーステナイト系金属製品を構成するオ
ーステナイト系ステンレス材料等のオーステナイト系金
属の材質が、ニッケルを１０重量％以上または、モリブ
デンを１．５〜６重量％含有する安定形オーステナイト
系ステンレスである場合には、浸炭による耐蝕性が最も
良好になるという効果が得られるようになる。

【００１０】また、本発明において、クロム炭化物粒子
が存在しないオーステナイト相とは、炭素原子が母材格
子中に侵入固溶してクロム炭化物を形成せず、母材同様
のオーステナイト相から形成されていることをいう。具
体的には、金属材料の結晶構造解析に普遍的に使用され
るＸ線回折計（Ｘ−ＲａｙＤｉｆｆｒａｃｔｍｅｔ
ｅｒ）によって、Ｃｒ₂₃Ｃ₆，Ｃｒ₇Ｃ₃，Ｃｒ₃Ｃ₂
等の結晶質の炭化物が確認できないオーステナイト相を
いう。すなわち、オーステナイト系ステンレスの基相で
あるオーステナイト相（γ−相）は、その結晶構造が面
心立方格子で格子定数がａ＝３．５９Åであることか
ら、Ｘ線回折により特定の回折ピークが得られる。これ
に対し、Ｃｒ₂₃Ｃ₆は、同じ面心立方格子であっても、
格子定数がａ＝１０．６Åであり、Ｃｒ₇Ｃ₃は、三方
晶で格子定数がａ＝１４．０Å，ｃ＝４．５３Åであ
り、Ｃｒ₃Ｃ₂は、斜方晶で格子定数がａ＝５．５３
Å，ｂ＝２．８２１Å，ｃ＝１１．４９Åである。この
ため、これらのクロム炭化物は、上記オーステナイト相
とは、結晶構造や格子定数が異なり、上記オーステナイ
ト相で得られる回折ピークとは異なる回折ピークを生じ
る。したがって、浸炭硬化層にクロム炭化物が存在する
と、Ｘ線回折によってオーステナイト相単相の場合には
見られないクロム炭化物のピークが現出することにな
る。一方、本発明における浸炭硬化層は、クロム炭化物
が存在せず、炭素原子が侵入固溶して母相のオーステナ
イト相の格子が等方に歪み膨張したオーステナイト相と
なっていることから、Ｘ線回折によってもクロム炭化物
のピークが現れない。

【００１１】

【発明の実施の形態】つぎに、本発明の実施の形態につ
いて詳しく説明する。

【００１２】本発明は、オーステナイト系金属に対し
て、フッ素ガスを用い前処理したのち、浸炭処理を施
す。

【００１３】上記オーステナイト系金属としては、オー
ステナイト系ステンレス、例えば鉄分を５０重量％（以
下「ｗｔ％」と略す）以上含有し、クロム分を１０ｗｔ
％以上含有するオーステナイト系ステンレス等が挙げら
れる。具体的には、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３０４等の１
８−８系ステンレス材や、クロムを２３ｗｔ％、ニッケ
ルを１３ｗｔ％含有するオーステナイト系ステンレスで
あるＳＵＳ３１０や３０９、さらに、クロム含有量が２
３ｗｔ％、モリブデンを２ｗｔ％含むオーステナイト−
フェライト２相系ステンレス材、モリブデンを１．５〜
６ｗｔ％含む安定型オーステナイト系ステンレス等が挙
げられる。さらに、耐熱鋼であるインコロイ（Ｎｉ含量
３０〜４５ｗｔ％，Ｃｒ１０含量ｗｔ％以上，残Ｆｅ
等）も含まれる。また、上記オーステナイト系金属に
は、ニッケル分４５ｗｔ％以上、クロム２０ｗｔ％、鉄
３０ｗｔ％、その他モリブデン等を含むニッケル基合金
も含まれる。このように、本発明においてオーステナイ
ト系金属とは、常温で実質的（実質的とは、６０ｗｔ％
以上がオーステナイト相を有することをいう）に、オー
ステナイト相を呈する全ての金属を意味し、従って、ニ
ッケルをオーステナイト安定化元素であるマンガンで置
換したような、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系金属も含まれる。本
発明では、これらを母材という。

【００１４】このようなオーステナイト系金属材料から
形成されるオーステナイト系金属のうち、特に、オース
テナイト系ステンレス材は、ボルト，ナット，ねじ，ワ
ッシャー，ピン等のようなファスナー類等に多く使用さ
れている。本発明において、オーステナイト系ステンレ
ス製品等のオーステナイト系金属製品とは、上記のよう
なファスナー類を含む他、チェーン類，時計のケース，
紡績用の杼（スピンドル）の先端，微細な歯車，ナイフ
等の他、幅広い産業分野で使用されるステンレス材料か
らなる機械部品を含むものとする。

【００１５】つぎに、上記のようなオーステナイト系金
属に対し、浸炭処理に先立って、フッ素系ガス雰囲気下
でフッ化処理が行われる。なお、このフッ化処理は、浸
炭処理と同時に行ってもよい。このフッ化処理には、フ
ッ素系ガスが用いられる。上記フッ素系ガスとしては、
ＮＦ₃，ＢＦ₃，ＣＦ₄，ＨＦ，ＳＦ₆，Ｃ₂Ｆ₆，Ｗ
Ｆ₆，ＣＨＦ₃，ＳｉＦ₄ ，ＣｌＦ₃等からなるフッ素
化合物ガスが挙げられ、これらは、単独でもしくは２種
以上併せて使用される。また、これらのガス以外に、分
子内にフッ素（Ｆ）を含む他のフッ素系ガスも上記フッ
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、あらかじめ作られたＦ₂ガスも上記フッ
素系ガスとして用いることができる。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、容量基準で、例えば、１００００〜１０００００ｐ
ｐｍであり、好ましくは２００００〜７００００ｐｐ
ｍ、より好ましくは、３００００〜５００００ｐｐｍ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。このよ
うなＮＦ₃ガスは、通常、上記Ｎ₂ガスと組み合わせ
て、上記の濃度範囲内で用いられる。

【００１６】上記フッ化処理についてより詳しく述べる
と、本発明では、まず、炉内にバージン（未処理）のオ
ーステナイト系金属を入れ、上記濃度のフッ素系ガス雰
囲気下に、加熱状態で保持し、フッ化処理する。この場
合、加熱保持は、オーステナイト系金属自体を、例え
ば、２５０〜６００℃、好適には、２８０〜４５０℃の
温度に保持することによって行われる。上記フッ素系ガ
ス雰囲気中での上記オーステナイト系金属の保持時間
は、通常は、１０数分〜数十分に設定される。オーステ
ナイト系金属をこのようなフッ素系ガス雰囲気下で処理
することにより、オーステナイト系金属の表面に形成さ
れた、Ｃｒ₂Ｏ₃を含む不働態皮膜がフッ化膜に変化す
る。このフッ化膜は、上記不働態皮膜に比べ、浸炭に用
いる炭素原子の浸透を容易にすると予想され、オーステ
ナイト系金属の表面は、上記フッ化処理によって「Ｃ」
原子の浸透の容易な表面状態になるものと推測される。

【００１７】つぎに、上記のようなフッ素処理を行った
後、浸炭処理を行う。浸炭処理は上記オーステナイト系
金属自体を６８０℃以下の温度、好適には６００℃以下
の温度、より好適には４００〜５００℃の温度に加熱
し、ＣＯ＋Ｈ₂混合ガスからなる浸炭用ガス、または、
ＲＸ〔ＲＸの成分は、ＣＯ：２３容量％（以下「ｖｏｌ
％」と略す）＋ＣＯ₂：１ｖｏｌ％＋Ｈ₂：３１ｖｏｌ
％＋Ｈ₂Ｏ：１ｖｏｌ％＋残部Ｎ₂〕＋ＣＯ₂混合ガス
からなる浸炭用ガス等を用い、炉内を浸炭用ガス雰囲気
にして行われる。このように、本発明では、浸炭処理を
オーステナイト系金属の芯部の軟化・溶体化を生起させ
ない低温で行うのであり、これが最大の特徴である。こ
の場合、上記ＣＯ＋Ｈ₂混合ガスの比率は、ＣＯが２〜
１０ｖｏｌ％、Ｈ₂が３０〜４０ｖｏｌ％が好ましく、
ＲＸ＋ＣＯ₂混合ガスの比率は、ＲＸが８０〜９０ｖｏ
ｌ％、ＣＯ₂が３〜７ｖｏｌ％の割合が好ましい。ま
た、浸炭に用いるガスは、ＣＯ＋ＣＯ₂＋Ｈ₂混合ガス
も用いられる。この場合、それぞれの比率は、ＣＯが３
２〜４３ｖｏｌ％、ＣＯ₂が２〜３ｖｏｌ％、Ｈ₂が５
５〜６５ｖｏｌ％の割合が好適である。

【００１８】このように処理することにより、オーステ
ナイト系金属の表面に「炭素」の拡散浸透層が深く均一
に形成される。この浸透層は、基相であるγ−相中に、
多量のＣが溶解して格子歪を起こした形態となってお
り、母材に比べて著しく硬度の向上を実現し、しかも耐
蝕性も母材と同程度以上を保持している。例えば、代表
的なオーステナイト系ステンレスであるＳＵＳ３１６板
片をサンプルとし、これを炉内に入れ、ＮＦ₃＋Ｎ
₂（ＮＦ₃１０ｖｏｌ％、Ｎ₂９０ｖｏｌ％）のフッ素
系ガス雰囲気下において、３００℃で４０分間フッ化処
理し、ついで、上記フッ素系ガスを炉から排出したの
ち、浸炭用ガスであるＣＯ＋ＣＯ₂＋Ｈ₂混合ガス（Ｃ
Ｏ：３２ｖｏｌ％＋ＣＯ₂：３ｖｏｌ％＋Ｈ₂：６５ｖ
ｏｌ％）を炉内に導入し、４５０℃で１６時間保持し、
浸炭処理した。その結果、ＳＵＳ３１６板材の表面に、
表面硬度Ｈｖ＝８８０（芯部２３０〜２４０）、深さ２
０μｍの硬化層が形成された。この硬化サンプルをＪＩ
Ｓ２３７１の塩水噴霧試験に供したところ、４８０時
間を越えても全く発錆しなかった。また、上記硬化層
は、ステンレス組織の耐腐食試験に用いられるビルラ試
薬（酸性ピクリン酸アルコール溶液）でもエッチングさ
れず、王水によってかろうじてエッチングされた。ま
た、上記硬化サンプルは、表面粗度もほとんど悪化せ
ず、膨れによる寸法変化ならびに磁性も生じていなかっ
た。そして、本発明者らは、オーステナイト系金属片の
種類、浸炭処理温度等を種々に組み合わせてさらに研究
を重ねた結果、浸炭処理温度が６８０℃を越えると、オ
ーステナイト系金属の芯部の軟化が生じやすくなるこ
と、硬化層の耐蝕性が大幅に低下することを突き止め
た。耐蝕性の見地からいえば、特に浸炭処理温度は６０
０℃以下、好適には５００℃以下に設定すると好結果が
もたらされる。より好ましい浸炭処理温度は、先に述べ
たように、４００〜５００℃である。また、本発明者ら
の研究の結果、オーステナイト系金属の中でも、ニッケ
ルを多量に含む安定型オーステナイト系ステンレス、も
しくは、モリブデンを１．５〜６重量％含有する安定型
オーステナイト系ステンレスであれば、特に耐蝕性が良
好になり、さらに、最も代表的なステンレスであるＳＵ
Ｓ３０４系材料よりなる製品では、冷間加工度の低い材
料ほど耐蝕性が良好となる点も確認された。

【００１９】上記のようなフッ化処理および浸炭処理
は、例えば、図１に示すような金属製のマッフル炉で行
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、ついで浸炭処理を行う。図１において、
１がマッフル炉、２はその外殻、３がヒータ、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は金網製のかご、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、例えばオース
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１
５を流路に接続し炉１内に先に述べた浸炭用ガスを導入
して浸炭処理を行い、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浸炭処理がなされる。

【００２０】本発明では、上記浸炭処理を行ったのちの
製品に対し、酸洗処理を行うこともできる。酸洗処理に
用いる処理液としては、特に限定されるものではなく、
フッ酸，硝酸，塩酸，硫酸等各種のものが用いられる。
これらは、単独で用いてもよいが、例えば、硝酸＋フッ
酸，硝酸＋塩酸，硫酸＋硝酸等の混合液として用いるこ
ともできる。また、これらは常温で用いることもできる
が、高温溶液として用いてもよい。さらに、硝酸，硫酸
等の電解溶液を使用した電解処理を行ってもよい。

【００２１】このように、本発明の浸炭処理によれば、
処理品は、オーステナイト系金属自体の高耐蝕性を保持
するのであるが、これは、つぎのような理由によると考
えられる。すなわち、本発明においては、浸炭に先立っ
て、フッ化処理を施すことによって、浸炭処理の際の温
度を６８０℃以下の低温で行うことが可能となるのであ
るが、このような低温による浸炭処理によって、オース
テナイト系金属内に存在する固溶クロム成分（これが耐
蝕性を発揮する）がＣｒ₇Ｃ₃やＣｒ₂₃Ｃ₆等の炭化物
として析出しにくくなって、その析出量が低くなり、そ
れによってオーステナイト系金属内に残存する固溶クロ
ム成分が多くなるからと考えられる。これは、ＳＵＳ３
１６材をＮＦ₃：１０ｖｏｌ％＋Ｎ₂：９０ｖｏｌ％の
フッ素系ガス雰囲気下３００℃で４０分フッ化処理した
のち、ＣＯ：３２ｖｏｌ％＋ＣＯ ₂：３ｖｏｌ％＋
Ｈ₂：６５ｖｏｌ％の浸炭用ガス雰囲気下において６０
０℃で４時間浸炭処理したもの（Ｘ線回折チャートを図
３に示す）、４５０℃で１６時間浸炭処理したもの（図
２に示すＸ線回折チャートＢ）の硬化層のＸ線回折結果
を、未処理品（図２に示すＸ線回折チャートＡ）のそれ
と対照することによってあきらかである。すなわち、図
３に示す６００℃での浸炭処理品においては、Ｃｒ₂₃Ｃ
₆のピークがシャープで高い。これは、上記クロム炭化
物が比較的多く析出し、オーステナイト系金属内に残存
する固溶クロム成分が少なくなっていることを意味す
る。これに対して４５０℃で浸炭処理したもの（図２に
示すＢ）においては、Ｃｒ₂₃Ｃ₆のピークがほとんど認
められないことから、上記炭化物の析出量が著しく少な
く、したがって、オーステナイト系金属内に残存する固
溶クロム成分が多く、耐蝕性が高いものとみられる。

【００２２】また、浸炭処理品の硬度の向上は、炭素原
子の浸透によるγ−格子歪み発生に起因することが考え
られる。これは、４５０℃での浸炭処理品（図２に示す
Ｂ）の、Ｘ線回折におけるγ−相のピーク位置、および
４８０℃で浸炭処理後酸洗品（図２に示すＸ線回折チャ
ートＣ）のγ−相のピーク位置が、ＳＵＳ３１６未処理
品のγ−相のピーク位置よりも低角度側（左側）にシフ
トしていることから、浸炭処理品（図２に示すＢ，Ｃ）
にはγ−格子歪が生じていることが明らかである。な
お、上記Ｘ線回折は、ＲＩＮＴ１５００装置を用い、５
０ｋＶ，２００ｍＡ，Ｃｕターゲット，条件下に行っ
た。

【００２３】また、４８０℃で１６時間浸炭処理したも
の（ａ），４５０℃で浸炭処理後酸洗したもの（ｂ）、
および６００℃で浸炭処理したもの（ｃ）の、浸炭硬化
層中の炭素濃度のＥＰＭＡ分析結果を図７〜図９に示
す。本発明における代表的な温度範囲である４８０℃で
浸炭処理したもの（ａ）〔図７〕および４５０℃で処理
したもの（ｂ）〔図８〕では、最大炭素濃度は、１．８
〜２．０ｗｔ％にも達している。これに対し、６００℃
で処理したもの（ｃ）〔図９〕においては、最大炭素濃
度が１．０３ｗｔ％と低い（最表面のピークは付着物を
感知したものである）。このように、本発明では、浸炭
硬化層の炭素濃度が非常に高いことがもうひとつの特徴
であり、高硬度の浸炭硬化層が形成される一因となって
いる。なお、本発明において形成される浸炭硬化層にお
いて、炭素濃度が最大になるところは、図７〜図９のＥ
ＰＭＡ分析結果からも明らかなように最表面である。こ
の表面の最大炭素濃度は、浸炭処理の際の雰囲気ガスの
カーボンポテンシャルによって変化するが、本発明で好
適に実施される温度領域である４００〜５００℃での処
理によって形成される浸炭硬化層では、最大炭素濃度が
１．２〜２．６ｗｔ％の範囲の値をとることが判明して
いる。

【００２４】本発明においては、浸炭処理の温度が高く
なり、特に４５０℃を越えると、たとえわずかでもＣｒ
₂₃Ｃ₆等の炭化物が硬化層の表面に析出するという現象
が生じる。しかし、このような場合でも、その浸炭処理
品をＨＦ−ＨＮＯ₃，ＨＣｌ−ＨＮＯ₃等の強酸に浸漬
すると、上記析出物が除去され、母材と同等以上の耐蝕
性と、ビッカース硬度Ｈｖ＝８５０以上の高い表面硬度
とを保持することができる。図２におけるＣは、図２に
おいてＡで示すＳＵＳ３１６板材を４８０℃で浸炭処理
をした後、濃度５ｖｏｌ％ＨＦ−１５ｖｏｌ％ＨＮＯ₃
の強酸に２０分間浸漬した処理品のＸ線回折チャートで
あり、上記炭化物は全く観察されていない。このように
して、浸炭処理されたオーステナイト系金属、たとえば
オーステナイト系ステンレス製品は、その表面に形成さ
れた浸炭硬化層の表面が浸炭によって黒色になっている
とともに、場合によって、その浸炭硬化層の最表面層が
鉄系内部酸化層になっている。すなわち、このような表
面の内部酸化層は、浸炭の際の雰囲気中に、場合によっ
て、多少酸素原子が存在しており、この酸素原子の存在
により形成されるものである。このような内部酸化層の
除去は、先に述べたように、ＨＦ−ＨＮＯ₃，ＨＣｌ−
ＨＮＯ₃等の強酸に浸漬して、上記析出物を除去するこ
とにより行うことができ、それによって、母材と同等以
上の耐蝕性と、ビッカース硬度Ｈｖ＝８５０以上の高い
表面硬度とを保持することができる。そして、上記処理
によって、内部酸化層が除去されたオーステナイト系ス
テンレス製品は、浸炭処理を施す前の光輝状態を示すよ
うになる。これについてより詳しく述べると、浸炭処理
後に、その処理品の表面をよく観察すると、最表層にお
いて、表面から深さ２〜３μｍに暗色を呈する層が存在
し、これが鉄の内部酸化層であることがＸ線回折によっ
て確かめられた。これは、つぎのように考えられる。す
なわち、４００〜５００℃の範囲でのＣＯを含む雰囲気
下では、浸炭（２ＣＯ→ＣＯ₂＋Ｃ）と同時にＦｅの酸
化（４ＣＯ₂＋３Ｆｅ→４ＣＯ＋Ｆｅ₃Ｏ ₄）が共存す
る領域であり、このために上記内部酸化層が形成された
ものと考えられる。このような鉄の内部酸化層は、７０
０℃以上の温度で処理する従来の浸炭処理法ではみられ
ないものである。４８０℃で１２時間浸炭処理を行った
ＳＵＳ３１６Ｌ（Ｃ含量０．０２ｗｔ％，Ｃｒ含量１
７．５ｗｔ％，Ｎｉ含量１２．０ｗｔ％，Ｍｏ＝２．０
ｗｔ％）系ソケットボルト，ならびにワッシャの例でさ
らに述べると、硬化層深さは３０μｍ、表面硬度はマイ
クロビッカースでＨｖ＝９１０を示した。つぎに、黒色
の、これら浸炭処理品を５０℃に加熱した５ｗｔ％ＨＦ
−２５ｗｔ％ＨＮＯ₃溶液に２０分間浸漬した後、ソフ
トブラストをかけたところ、ほぼ浸炭処理を施す前の光
輝状態の外観を持つソケットボルトならびにワッシャが
得られた。これをＪＩＳ２３７１の塩水噴霧試験に供
したところ、２０００時間を過ぎても全く発錆しなかっ
た。また、ＪＩＳ０５７８の塩化第二鉄を用いた孔食
試験の結果もほとんど未処理ＳＵＳ３１６材と同等であ
った。さらに、４８０℃で浸炭処理した硬化品の耐蝕性
については、塩水噴霧試験では母材と同等であったが、
有機，無機の耐酸試験並びに生理食塩水に対する溶出試
験では、母材素材以上の耐蝕性が確認された。この理由
については、現状では明らかではないが、表層部に形成
されたＣ濃化層に由来した、障壁バンドが形成され、金
属イオンの拡散が阻止されているのも一因と見られる。

【００２５】なお、上記浸炭硬化層に関してであるが、
５００℃以下の低温領域においては、オーステナイト組
織下でのＣの拡散速度が相当遅いため、最も硬化層が厚
くなるＳＵＳ３１６Ｌ系の場合でも、処理温度４９０
℃、処理時間１２時間で３７μｍの浸炭硬化層ができる
が、さらに１２時間浸炭時間を追加しても、全浸炭硬化
層は、４９μｍにしかならない。７０μｍを越える硬化
層深さを得るためには、７０時間以上を要することにな
る。おそらく、このような長時間処理は経済性を失うで
あろう。できるだけ深い硬化層を要求されるドリルタッ
ピングの場合でも、４０μｍの硬化層で２．３ｔのＳＰ
ＣＣ（冷延鋼板）が充分ドリリング可能であり、経済性
を失わない処理時間の範囲で、有用な浸炭硬化層を得る
ことができる。

【００２６】

【発明の効果】以上のように、本発明は、浸炭処理に先
立って、または、浸炭処理と同時に、フッ素系ガス雰囲
気下でオーステナイト系金属を加熱状態で保持するた
め、浸炭処理の際の温度を６８０℃以下の低温にするこ
とができる。したがって、オーステナイト系金属自身の
有する耐蝕性、高加工性等を全く損なうことなく、高い
表面硬度を実現することが可能となる。しかも、場合に
よっては、母材以上の高い耐蝕性も得ることができる。
そして、本発明では、浸炭処理によって上記のような表
面硬度を向上させることから、オーステナイト系金属表
面の表面粗度の悪化現象や、膨れに基づく寸法精度の低
下ならびに、オーステナイト系金属自体が磁性を帯びる
等の不都合を全く生じない。

【００２７】このようにして得られたオーステナイト系
ステンレス製品等のオーステナイト系金属製品は、オー
ステナイト系金属製品の表面から１０〜７０μｍの深さ
の表面層が、炭素原子の侵入によって硬化して浸炭硬化
層に形成され、この浸炭硬化層の硬度がマイクロビッカ
ース硬度で、５２０〜１１８０（Ｈｖ）、好適には、７
００〜１０５０（Ｈｖ）に形成されている。しかも、上
記浸炭硬化層中に、クロム炭化物粒子が析出していない
ため、得られる製品は、まったく耐蝕性が劣化しない。
しかも、浸炭硬化層中の最大炭素濃度が１．２〜２．６
重量％である場合には、最表層部のＣ濃化バンドの形成
により、母材以上の耐蝕性を発揮する。しかも、高い表
面硬度を備えている。そのため、オーステナイト系金属
製品のうち、オーステナイト系ステンレスからなる、ボ
ルト，ナット，ねじ等のファスナー類から、一般産業分
野において使用される、機械部品、すなわち、各種のシ
ャフト類やインペラー，ベアリング，ばね類，バルブ部
品等，多様なステンレス製機械部品に有用である。

【００２８】つぎに、実施例について比較例と併せて説
明する。

【００２９】

【実施例１および比較例１】実施例として、ＳＵＳ３１
６（Ｃｒ含量１８ｗｔ％，Ｎｉ含量１２ｗｔ％，Ｍｏ含
量２．５ｗｔ％，残部Ｆｅ）およびＳＵＳ３０４（Ｃｒ
含量１８ｗｔ％，Ｎｉ含量８．５ｗｔ％，残部Ｆｅ）の
２．５ｍｍ厚板片をそれぞれ準備した。また、ニッケル
基材料であるＮＣＦ６０１（Ｎｉ含量６０ｗｔ％，Ｃｒ
含量２３ｗｔ％，Ｆｅ含量１４ｗｔ％）の１ｍｍ厚板片
を準備した。比較例として、フェライト系ステンレスで
あるＳＵＳ４３０（Ｃ含量０．０６ｗｔ％，Ｃｒ含量１
７．５ｗｔ％，残部Ｆｅ）および、マルテンサイト系ス
テンレスであるＳＵＳ４２０Ｊ ₂（Ｃ含量０．３２ｗｔ
％，Ｃｒ含量１３ｗｔ％，残部Ｆｅ）の２．５ｍｍ厚板
片をそれぞれ準備した。

【００３０】つぎに、これらの材料を、それぞれ図１に
示すマッフル炉１内に入れ、炉１内を充分に真空パージ
した後、３００℃に昇温させた。そして、その状態でフ
ッ素系ガス（ＮＦ₃：１０ｖｏｌ％＋Ｎ₂：９０ｖｏｌ
％）を入れ、炉１内を大気圧と同圧にし、その状態で１
０分間フッ化処理した。つぎに、上記フッ素系ガスを炉
１から排出した後、炉１内を４５０℃まで加熱し、その
温度を保持した状態で、浸炭用ガス（ＣＯ：１０ｖｏｌ
％＋ＣＯ₂：２ｖｏｌ％＋Ｈ₂：１０ｖｏｌ％＋残部Ｎ
₂）を導入し、１６時間保持して浸炭処理した。

【００３１】得られたサンプルは、実施例品（ＳＵＳ３
１６，ＳＵＳ３０４，ＮＣＦ６０１）については、表面
が黒色となっていた。比較例品については、このような
黒色表面化は生じていなかった。つぎに、実施例品につ
いて、上記黒色表面層をこすり落とし、表面硬度，浸炭
硬化層の深さを求めた。なお、比較例品も対照用として
同様の測定を行った。その結果を表１に示す。

【００３２】

【表１】

【００３３】上記表１の結果からあきらかなように、実
施例品は、いずれも浸炭処理により表面硬度が著しく向
上しており、浸炭硬化層も形成されているのに対し、比
較例品ではそのような現象が全くみられないことがわか
る。なお、これら実施例のＳＵＳ３１６，ＳＵＳ３０
４，ＮＣＦ６０１の断面の顕微鏡写真を図４，図５，図
６に示す。これらは、光学顕微鏡を用い、倍率６００倍
で撮影したものである。これらの図において、図の下側
から生地層，浸炭硬化層，樹脂層（真黒の部分）を示し
ている。なお、上記樹脂層は、試料を樹脂中に埋め込ん
だ状態における埋め込み樹脂からなる層のことである。

【００３４】つぎに、上記実施例品について、それぞれ
エメリーペーパーによって研磨光沢をだし、ＪＩＳ２
３７１の塩水噴霧試験（ＳＳＴ）および１５ｗｔ％ＨＮ
Ｏ₃の５０℃溶液に浸漬して再度別種の耐蝕性試験を行
うとともに、透磁率も測定した。その結果を、ＳＵＳ３
１６，ＳＵＳ３０４，ＮＣＦ６０１の未処理品、ならび
にそれらの材料を窒化した窒化品と併せて表２に示し
た。

【００３５】

【表２】

【００３６】なお、上記ＳＵＳ３１６，ＳＵＳ３０４，
ＮＣＦ６０１において、比較例となる窒化品の製作は、
つぎのようにして行った。すなわち、上記実施例で用い
たのと同様の炉を用い、同様の条件で同様のフッ素系ガ
スを用い４０分間フッ化処理した。つぎに、上記フッ素
系ガスを炉内から排出したのち、窒化ガス（ＮＨ₃：５
０ｖｏｌ％＋Ｎ₂：２５ｖｏｌ％＋Ｈ₂：２５ｖｏｌ
％）を導入し、炉内を５８０℃に昇温させ、その状態で
３時間保持して窒化処理した。

【００３７】上記表２の結果より、実施例品は、窒化品
よりもＳＳＴ発錆までの時間が長く、また１５ｗｔ％Ｈ
ＮＯ₃浸漬でも変化がなく、窒化品よりも著しく耐蝕性
に優れていることがわかる。また、窒化品が磁性を帯び
ているに対し、実施例品は、磁性を全く帯びないことが
わかる。さらに、実施例品は窒化品に比べてほとんどふ
くれが生じていず、寸法精度が高いこともわかる。

【００３８】

【実施例２】ＳＵＳ３１６（Ｃｒ含量１７ｗｔ％，Ｎｉ
含量１３ｗｔ％，Ｍｏ含量３ｗｔ％，残部Ｆｅ）線材よ
り圧造成形したＭ６ボルトと、非磁性ステンレス（Ｃｒ
含量１７．８ｗｔ％，Ｎｉ含量１１．５ｗｔ％，Ｍｎ含
量１．４ｗｔ％，Ｎ含量０．５ｗｔ％，残部Ｆｅ）線材
より圧造成形したタッピングねじ（直径４ｍｍ）ならび
に、実施例１で使用したＳＵＳ３１６板材，ＳＵＳ３０
４板材をサンプルとし、図１に示す炉内に入れ、４００
℃に加熱、実施例１と同様にしてフッ化処理した。つぎ
に、浸炭用ガスとの混合ガス（ＣＯ：５０ｖｏｌ％＋Ｈ
₂：１０ｖｏｌ％＋残部Ｎ₂）を炉内に導入し、その状
態で３２時間保持し、処理した。この場合には、フッ化
処理と浸炭処理とが略同時に行われている。そして、得
られたサンプルをエアブラストにかけ、表面の黒色層
（１〜２μｍ厚）を除去して表面高度を測定したとこ
ろ、ＳＵＳ３１６からなるＭ６ボルトの硬度はＨｖ＝８
２０，非磁性タッピングねじの硬度はＨｖ＝８６０，Ｓ
ＵＳ３１６板材の硬度はＨｖ＝７８０，ＳＵＳ３０４板
材の硬度はＨｖ＝８３０で，硬化層の深さは、それぞれ
１８μｍ，１９μｍ，２０μｍ，２１μｍであった。

【００３９】つぎに、上記のようにして得られた実施例
品を１５ｗｔ％ＨＮＯ₃の６０％溶液に３０分浸漬し、
付着鉄分を完全に除去したのち、前記ＳＳＴ試験にか
け、耐蝕性を試験した。その結果、ＳＵＳ３１６のボル
ト，非磁性ステンレスねじ，ＳＵＳ３１６板材の３者は
４８０時間を越えても全く発錆しなかった。また、３０
４板材については、７１時間経過後、かすかに赤く発錆
した。これらの結果から、耐蝕性も前記の実施例と、ほ
ぼ同様に優れた結果が得られることがわかる。

【００４０】

【実施例３】実施例１で用いたＳＵＳ３１６板材，ＳＵ
Ｓ３０４板材およびＮＣＦ６０１板材を実施例１と同様
の炉に入れ、４００℃に昇温し、実施例１で用いたと同
様のフッ素系ガスを導入し、実施例１と同様にしてフッ
化処理した後、各材料を４８０℃に昇温させ、その状態
で浸炭用ガス（吸熱型発生ガス：ＲＸ：３０ｖｏｌ％＋
ＣＯ₂：２．５ｖｏｌ％＋Ｎ₂：６５ｖｏｌ％からなる
混合ガス）を導入した。そして、その状態で１２時間保
持した後、取り出した。得られた実施例品の表面には、
実施例１と同様、黒色スケールが付着していた。そこ
で、この黒色スケールを除去するため、強酸浸漬処理を
行った。すなわち、上記強酸（ＨＮＯ₃：１５ｖｏｌ％
＋ＨＦ：３ｖｏｌ％の混合溶液）の５０℃溶液に１０分
浸漬したのち、エアブラストに軽くかけた。その結果、
黒色スケールが除去され、未処理品（フッ化処理，浸炭
処理のなされていないもの）と同様の表面外観となっ
た。他方、上記のような強酸浸漬処理を施さず、単にフ
ッ化処理した後、浸炭処理を施した実施例品と上記強酸
浸漬処理を行ったものとを対比し、表面硬度，硬化層の
深さ，およびＳＳＴ発錆試験を行った。その結果は、表
３のとおりである。

【００４１】

【表３】

【００４２】上記のように、強酸浸漬処理を施すと、そ
れを施さないものに比べて、耐蝕性が大幅に向上するこ
とがわかる。

【００４３】なお、３１６板材の強酸浸漬処理品につい
て、Ｘ線回折処理を行った結果は、図２のＣと同様であ
り、図２のＣではＣｒ炭化物は全く同定されていない。
また、生地γ−相格子に炭素を多量に含んだことによる
格子歪みの発生によって、γ−相のピーク位置が未処理
材のそれよりかなり低角度側にシフトしており、このこ
とは、大きな格子歪みが発生し、硬化の起源となってい
ることの証となっている。

【００４４】

【実施例４】実施例１で用いたＳＵＳ３１６の板材を実
施例１と同様にしてフッ化処理をしたのち、６００℃に
昇温させた。つぎに、浸炭用ガス（Ｎ₂５０ｖｏｌ％＋
ＲＸ５０ｖｏｌ％）を導入し、４時間保持した後、取り
出した。

【００４５】この実施例品は、表面硬度Ｈｖ＝９００、
硬化層の深さ３５μｍであった。つぎに、表面をよく研
磨した後、ＳＳＴ発錆試験に供した。発錆までの時間
は、４時間であり、窒化品に比べ、ＳＳＴ発錆試験の結
果は良好ではあるが、ステンレスの耐蝕性としては不充
分と考えられる。この実施例品のＸ線回折結果は、図３
と同様であり、Ｃｒ炭化物，Ｍｏ炭化物のシャープな回
折線が多く認められた。

【００４６】

【実施例５】実施例２で用いたＳＵＳ３１６板材からな
るボルトおよび非磁性ステンレスからなるタッピングね
じを用い、実施例３と同様にフッ素系ガスと浸炭用ガス
の混合ガスを用い、フッ化処理と浸炭処理とを同時に行
った。この場合、温度は５１０℃であり、保持時間は８
時間に変えた。このようにして得られたねじ類の頭部の
表面硬度は、それぞれＨｖ＝９２０とＨｖ＝９８０であ
り、硬化層深さは、それぞれ２６μｍ，２８μｍであっ
た。

【００４７】つぎに、実施例３と同様にして強酸浸漬処
理を施したのち、表面硬度を測定した結果、表面硬度
は、それぞれＨｖ＝５８０，Ｈｖ＝５２０と大幅に低下
した。

【００４８】この原因は、実施例３の場合よりも浸炭温
度が３０℃高くなったことから、表面層側にクロム炭化
物が多く析出し、そのため、耐蝕性劣化部が大きくな
り、その部分が強酸によって浸食除去されたことから、
表面硬度の低下現象が生じたためと予測される。

【００４９】

【実施例６】溶体化処理（固溶化処理）を施したもの
と、同程度の芯部硬度（Ｈｖ＝１５０〜１６０）を有す
る複数個のＳＵＳ３１６（Ｃｒ含量１７．５ｗｔ％，Ｎ
ｉ含量１１ｗｔ％，Ｍｏ含量２ｗｔ％）板片およびＳＵ
Ｓ３０４（Ｃ含量０．０６ｗｔ％，Ｃｒ含量１７．５ｗ
ｔ％，Ｎｉ含量８ｗｔ％，残部Ｆｅ）板片ならびにＳＵ
Ｓ３１６線材から圧造成形したＭ６ボルトをそれぞれ複
数個準備した。これら複数個準備したうちの、数個の板
片およびボルトをそれぞれ図１に示す実験炉に入れ、３
２０℃に加熱し、その状態でフッ素系ガス（ＮＦ₃：１
０ｖｏｌ％＋Ｎ₂：９０ｖｏｌ％）を吹込みフッ化処理
した後、同炉から取り出しフッ化サンプルとした。

【００５０】つぎに、残りの非フッ化サンプルと、上記
のようにしてフッ化処理されたフッ化サンプルとを一緒
にして再び図１に示す実験炉に入れ４６０℃に昇温さ
せ、その温度を保持した状態で浸炭用ガス（ＣＯ：２０
ｖｏｌ％＋Ｈ₂：７５ｖｏｌ％＋ＣＯ₂：１ｖｏｌ％）
を吹込み１２時間保持して浸炭処理した。

【００５１】上記のように処理されたサンプルのうち、
フッ化サンプル（実施例品）についてはそれぞれ表面が
黒色を呈していた。これに対しフッ化処理をしていない
非フッ化サンプル（比較例品）に付いては殆ど処理前の
外観，金属光沢を保っていた。つぎに、上記実施例品に
付いて表面硬度を調べたところ、それぞれＨｖ＝９２０
〜１０５０の表面硬度を示した。また、実施例品の硬化
層の深さはそれぞれ２０μｍ〜２５μｍであった。他
方、フッ化処理を行わなかった比較例品に付いては、全
く表面硬度の向上は見られなかった。

【００５２】

【比較例２】実施例６で用いたＳＵＳ３１６線材を、圧
造成形したＭ６ボルトを対象とした。このボルトは、そ
の頭部ならびにネジ山部が、それぞれ上記圧造成形によ
り硬度がＨｖ＝３５０〜３９０に達している。このボル
トをジョブショップ（熱処理受託加工メーカー）におけ
る通常のオールケース型浸炭炉に入れ９２０℃で６０分
の浸炭処理を施した。

【００５３】その結果、浸炭処理されたボルトの表面硬
度はＨｖ＝５８０〜６２０となり硬化層の深さは２５０
μｍとなっていた。しかしながら、ボルトの頭部および
ねじ山部の硬度はＨｖ＝２３０〜２５０と著しく低下し
ていた。そして、このような浸炭処理のなされたボルト
を塩水噴霧試験に供したところ、６時間で全面に赤錆が
発生した。

【００５４】

【実施例７】ＳＵＳ３１６Ｌ材およびＳＵＳ３１０材
（Ｃ含量０．０６ｗｔ％，Ｃｒ含量２５ｗｔ％，Ｎｉ含
量２０．５ｗｔ％）ならびにＸＭ７材（Ｃ含量０．０１
ｗｔ％，Ｃｒ含量１８．５ｗｔ％，Ｎｉ含量９．０ｗｔ
％，Ｃｕ含量２．５ｗｔ％）より圧造したＭ４ソケット
ボルトならびにＳＵＳ３０４材より成形したＭ６ボルト
を準備し、いずれも頭部の表面硬度を測定した。ＳＵＳ
３１６Ｌ製ボルト；Ｈｖ＝３４０、ＳＵＳ３１０製ボル
ト；Ｈｖ＝３５０、ＸＭ７製ボルト；Ｈｖ＝３２０、Ｓ
ＵＳ３０４製ボルト；Ｈｖ＝４００であった。つぎに、
これらを図１に示す炉にて３５０℃に加熱した時点で、
Ｎ₂＋５ｖｏｌ％ＮＦ₃混合ガスを１５分間導入した
後、Ｎ₂ガスのみに切り換え、４８０℃に昇温した。つ
ぎに、Ｈ₂：２０ｖｏｌ％＋ＣＯ：１０ｖｏｌ％＋ＣＯ
₂：１ｖｏｌ％＋残部Ｎ₂の浸炭性ガスを導入し、その
雰囲気中で１５時間保持して取り出した。全サンプルが
黒色を呈していたが、洗浄後、表面硬度と炭化硬化層深
さを測定したところ、ＳＵＳ３１６では、表面硬度Ｈｖ
＝８８０，硬化層深さ３８μｍ、ＳＵＳ３１０では、表
面硬度Ｈｖ＝９２０，硬化層深さ３０μｍ、ＸＭ７で
は、表面硬度Ｈｖ＝８９０，硬化層深さ３３μｍ、ＳＵ
Ｓ３０４では、表面硬度Ｈｖ＝１０８０，硬化層深さ２
０μｍであった。ついで、炭化硬化層の断面を王水で腐
食して顕微鏡観察を行ったところ、ＳＵＳ３０４ボルト
は硬化層，未硬化部共に黒色を呈しているのに対し、Ｓ
ＵＳ３１６およびＳＵＳ３１０からなるボルトは、炭化
硬化層が白色を帯びて明るくなっており、ＸＭ７からな
るボルトはややこの二者に比べて暗色を呈していた。

【００５５】つぎに、これらのサンプルの全てを、５０
℃の５ｗｔ％ＨＦ−２０ｗｔ％ＨＮＯ₃溶液に１０分間
浸漬して取り出した。強酸浸漬後の炭化硬化層の状態
は、つぎのとおりであった。ＳＵＳ３１６では、表面硬
度Ｈｖ＝８６０，硬化層深さ＝３５μｍ、ＳＵＳ３１０
では、表面硬度Ｈｖ＝８８０，硬化層深さ＝２８μｍ、
ＸＭ７では、表面硬度Ｈｖ＝６５０，硬化層深さ＝２５
μｍ、ＳＵＳ３０４では、表面硬度Ｈｖ＝４５０，硬化
層深さ＝５μｍであった。また、ＳＵＳ３１６，ＳＵＳ
３１０，ＸＭ７の酸浸漬品をＪＩＳ２３７１の塩水噴
霧試験に供したが、いずれも２０００時間を越えても発
錆しなかった。

【００５６】

【実施例８】実施例１で使用したＳＵＳ３１６ソケット
ボルトを実施例１で示したと同一のフッ化処理を施した
後、５１０℃において、Ｈ₂：２０ｖｏｌ％＋ＣＯ：１
０ｖｏｌ％＋ＣＯ₂：１ｖｏｌ％＋残部Ｎ₂の浸炭性ガ
スで１２時間保持して取り出した。頭部の表面硬度はＨ
ｖ＝１０２０、浸炭硬化層の深さは、４５μｍであっ
た。つぎに５０℃の５ｗｔ％ＨＦ−２８ｗｔ％ＨＮＯ₃
溶液に１０時間浸漬して取り出し、硬化層状態を調べた
ところ、表面硬度Ｈｖ＝６５０で、硬化層は、２０μｍ
と、浸漬前に比べて減少しており、ＨＦ−ＨＮＯ₃溶液
によって、エッチングされていることがわかった。

【００５７】

【実施例９】Ｃｕ分を２ｗｔ％含んだＳＵＳ３１６Ｌ線
材から、４ミリ径のドリルタッピングねじ（首下長２５
ｍｍ）を圧造成形した。これを、実施例１と同様の方法
で、浸炭処理条件のみを、４９０℃，処理時間１６時間
として浸炭処理を施した。その後、処理品を５５℃の３
ｗｔ％ＨＦ−１５ｗｔ％ＨＮＯ₃溶液に１５時間浸漬
し、さらにショットブラストをかけた。ショットブラス
ト後のものの浸炭硬化層を測定したところ、表面硬度Ｈ
ｖ＝８９０，硬化層深さ４２μｍであった。つぎに、
２．３ｔのＳＰＣＣを準備し、ハンドドライバーで、ド
リリングテストをしたところ、鉄系浸炭品とほぼ同等の
ドリリング性能が得られた。

【００５８】

【実施例１０】実施例１で使用した３１６Ｌソケットボ
ルトと、３１０ボルトを実施例１と同様な方法でフッ化
処理し、つぎに、４３０℃まで上昇し、また実施例１と
全く同様の浸炭性ガスを用いて２４時間保持し、取り出
した。この時の表面硬度は、３１６材でＨｖ＝７２０、
３１０材でＨｖ＝７８０、硬化層厚さは、それぞれ２１
μｍ，１６μｍであった。

【００５９】

【実施例１１】ＳＵＳ３１６（Ｃｒ含量１７ｗｔ％，Ｎ
ｉ含量１３．５ｗｔ％，Ｍｏ含量２．５ｗｔ％，Ｃ含量
０．０７ｗｔ％，残部Ｆｅ）の圧延板片（２．５ｔ×１
５×１５）およびＳＵＳ３１６Ｌ（Ｃｒ含量１７ｗｔ
％，Ｎｉ含量１４ｗｔ％，Ｍｏ含量２．５ｗｔ％，Ｃ含
量０．０３５ｗｔ％，残部Ｆｅ）の引き抜き線材より加
工したポンプシャフトを複数個準備した。これらの材料
の芯部硬度は、板片でＨｖ＝２２０〜２３０，シャフト
材でＨｖ＝３６０〜３７０であった。これらの材料のそ
れぞれの一部を実施例７に示した処理法で浸炭処理を行
い、ついで、５５℃の４％ＨＦ−１５％ＨＮＯ₃溶液に
２０分浸漬して取り出した。その後表面をダイヤモンド
ペーストで研磨仕上げを行った。また、比較例として、
未処理のＳＵＳ３１６の圧延板片およびＳＵＳ３１６Ｌ
のシャフト材を同様にダイヤモンドペーストで研磨仕上
げを行い、供試材とした。これらの供試材について、５
０％硫酸，５％塩酸，４０％酢酸による耐酸試験を行
い、時間・平方メートル当たりの溶出量を測定した。そ
の結果を下記の表４に示す。

【００６０】

【表４】

【００６１】上記表４の結果からわかるとおり、上記実
施例１１の浸炭処理を行ったＳＵＳ３１６の圧延板片お
よびＳＵＳ３１６Ｌのシャフト材では、未処理材（すな
わち母材）よりも良好な耐酸性を示した。

【００６２】

【実施例１２】一般市販のＳＵＳ３０４（Ｃｒ含量１
８．５ｗｔ％，Ｎｉ含量８．５ｗｔ％，Ｃ含量０．０８
ｗｔ％，残部Ｆｅ）板材の軟質品（母材硬度Ｈｖ＝１７
０〜１８０）と、ＳＵＳ３１６（Ｃｒ含量１７ｗｔ％，
Ｎｉ含量１３．５ｗｔ％，Ｍｏ含量２．５ｗｔ％，Ｃ含
量０．０６ｗｔ％，残部Ｆｅ）板材（母材硬度Ｈｖ＝２
１０〜２３０）より、それぞれ、２ｔ×１０×１０のサ
ンプルを複数個準備した。これらの一部を、図１に示す
処理炉において４４０℃に昇温し、１０％ＮＦ₃＋９０
％Ｎ₂ガスを２５分吹き込んだ。ついで、Ｈ₂３２ｖｏ
ｌ％＋ＣＯ２０ｖｏｌ％＋ＣＯ₂１ｖｏｌ％＋残部Ｎ₂
の浸炭性ガスを導入し、８時間保持して取り出した。つ
ぎに、５５℃の４％ＨＦ−１５％ＨＮＯ₃溶液に２０分
浸漬し、表面層状況を調査したところ、ＳＵＳ３０４板
材で、硬化層深さが８μｍ，表面硬度がＨｖ＝３８０で
あった。ＳＵＳ３１６板材で、硬化層深さが１２μｍ，
表面硬度がＨｖ＝５５０であった。これら浸炭処理品と
未処理品を実施例１１と同様に、ダイヤモンドペースト
で研磨仕上げを行ったのち、６５℃の１５％ＨＮＯ₃溶
液でパッシベーション処理を施して供試サンプルとし
た。つぎに、生理食塩水（０．９％ＮａＣｌ，３７℃）
を準備し、各サンプルを１週間浸漬して金属イオンの溶
出状況を原子吸光分析により調査した。その結果を下記
の表５に示す。

【００６３】

【表５】

【００６４】上記表５の結果から明らかなように、未処
理品は、浸炭処理品に比べＦｅイオンおよびＮｉイオン
の溶出が多いことがわかる。すなわち、本発明の浸炭処
理により、未処理品（すなわち母材）よりも耐蝕性が向
上することがわかる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の浸炭処理に用いる炉の構成図である。

【図２】ＳＵＳ３１６未処理品，ＳＵＳ３１６板材の浸
炭処理を４５０℃で行った処理品およびＵＳ３１６板材
の浸炭処理を４８０℃で行った後、強酸浸漬処理を行っ
た処理品のＸ線回折チャートである。

【図３】ＳＵＳ３１６板材の浸炭処理を６００℃で行っ
た処理品のＸ線回折図である。

【図４】ＳＵＳ３１６板材の浸炭を４５０℃で行った処
理品の断面の顕微鏡写真図である。

【図５】ＳＵＳ３０４板材の浸炭を４５０℃で行った処
理品の断面の顕微鏡写真図である。

【図６】ＮＣＦ６０１板材の浸炭を４５０℃で行った処
理品の断面の顕微鏡写真図である。

【図７】ＳＵＳ３１６板材の浸炭処理を４８０℃で行っ
た処理品のＥＰＭＡ分析結果である。

【図８】ＳＵＳ３１６板材の浸炭処理を４５０℃で行っ
た処理品のＥＰＭＡ分析結果である。

【図９】ＳＵＳ３１６板材の浸炭処理を６００℃で行っ
た処理品のＥＰＭＡ分析結果である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平８−158035（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C23C 8/22,8/26,8/32

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】浸炭処理に先立って、フッ素系ガス雰囲
気下でオーステナイト系金属を加熱状態で保持し、つい
で浸炭処理の際の温度を６８０℃以下の温度に設定して
浸炭処理し、そののち酸洗処理を行うことを特徴とする
オーステナイト系金属に対する浸炭処理方法。
【請求項２】浸炭処理の際の温度が、４００〜５００
℃に設定されている請求項１記載のオーステナイト系金
属に対する浸炭処理方法。
【請求項３】フッ素系ガス雰囲気下における上記加熱
が、オーステナイト系金属を２５０〜４５０℃の温度範
囲にして行われる請求項１または２記載のオーステナイ
ト系金属に対する浸炭処理方法。
【請求項４】浸炭処理に、ＣＯ＋Ｈ ₂ 混合ガスからな
る浸炭用ガスを用いる請求項１〜３のいずれか一項に記
載のオーステナイト系金属に対する浸炭処理方法。
【請求項５】オーステナイト系金属が、オーステナイ
ト系ステンレスである請求項１〜４のいずれか一項に記
載のオーステナイト系金属に対する浸炭処理方法。
【請求項６】オーステナイト系金属が、ニッケルを３
２重量％以上含有するＮｉ基合金である請求項１〜５の
いずれか一項に記載のオーステナイト系金属に対する浸
炭処理方法。
【請求項７】表面から１０〜７０μｍの深さの表面層
が炭素原子の侵入によって硬化して浸炭硬化層に形成さ
れ、この浸炭硬化層の硬度がマイクロビッカース硬度で
７００〜１０５０（Ｈｖ）に形成され、上記浸炭硬化層
の最表層が深さ２〜３μｍの内部酸化層に形成されてい
ることを特徴とするオーステナイト系金属製品。
【請求項８】請求項１〜６のいずれか一項に記載のオ
ーステナイト系金属に対する浸炭処理方法によって得ら
れたオーステナイト系金属製品であって、表面から１０
〜７０μｍの深さの表面層が炭素原子の侵入によって硬
化して浸炭硬化層に形成され、この浸炭硬化層の硬度が
マイクロビッカース硬度で７００〜１０５０（Ｈｖ）に
形成され、上記浸炭硬化層が、クロム炭化物粒子が存在
しないオーステナイト相から形成されていることを特徴
とするオーステナイト系金属製品。
【請求項９】オーステナイト系金属がオーステナイト
系ステンレスである請求項７または８に記載のオーステ
ナイト系金属製品。
【請求項１０】硬質表面層をもつオーステナイト系ス
テンレス製品の材料が、モリブデンを１．５〜６重量％
含有する安定形オーステナイト系ステンレスである請求
項９記載のオーステナイト系金属製品。
【請求項１１】浸炭硬化層中の最大炭素濃度が１．２
〜２．６重量％である請求項７〜１０のいずれか一項に
記載のオーステナイト系金属製品。