JP3174422B2 - ステンレス窒化品 - Google Patents
ステンレス窒化品Info
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- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
- C23C8/24—Nitriding
- C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高度の耐食性と高い
表面硬度の双方を備えたステンレス窒化品に関するもの
である。
表面硬度の双方を備えたステンレス窒化品に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】一般に、ねじ等のオーステナイト系ステ
ンレス製品は、高度の耐食性の他、靱性，加工性，耐熱
性，非磁性等のすぐれた性質を持っており、各種の用途
に用いられている。しかしながら、オーステナイト系ス
テンレス製品は上記のように優れた耐食性を備えてお
り、錆びないという特性を有しているものの、焼入硬化
性を備えていないため、高い表面剛性を要求される用途
には不向きとなっている。
ンレス製品は、高度の耐食性の他、靱性，加工性，耐熱
性，非磁性等のすぐれた性質を持っており、各種の用途
に用いられている。しかしながら、オーステナイト系ス
テンレス製品は上記のように優れた耐食性を備えてお
り、錆びないという特性を有しているものの、焼入硬化
性を備えていないため、高い表面剛性を要求される用途
には不向きとなっている。
【０００３】ステンレス材としては、上記のようなオー
ステナイト系ステンレス材だけでなく、クロムを１３〜
１８重量％（以下％と略す）含有するマルテンサイト系
ステンレス材も利用されている。このマルテンサイト系
ステンレス材は、焼入硬化は可能であるが、その耐食性
はオーステナイト系ステンレス材に比べて大きく劣って
いる。したがって、耐食性を重視する用途には使用する
ことができない。他方上記オーステナイト系ステンレス
材は、表面剛性に欠けることから、その欠点を補うた
め、硬質クロムメッキ等を施すことが試みられている
が、上記メッキ法では、メッキ皮膜の密着性が低いこと
から、実用上問題がある。
ステナイト系ステンレス材だけでなく、クロムを１３〜
１８重量％（以下％と略す）含有するマルテンサイト系
ステンレス材も利用されている。このマルテンサイト系
ステンレス材は、焼入硬化は可能であるが、その耐食性
はオーステナイト系ステンレス材に比べて大きく劣って
いる。したがって、耐食性を重視する用途には使用する
ことができない。他方上記オーステナイト系ステンレス
材は、表面剛性に欠けることから、その欠点を補うた
め、硬質クロムメッキ等を施すことが試みられている
が、上記メッキ法では、メッキ皮膜の密着性が低いこと
から、実用上問題がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】最近では、ステンレス
材に対する耐食性について注目されており、この耐食性
を生かし、しかもその表面硬度を向上させて欲しいとい
う要望も増えている。このため、本発明者らは、耐食性
に富んだオーステナイト系ステンレス材（クロム含量が
１８％，ニッケル含量が８％の、１８−８系のものが汎
用されている）に対して、窒化処理を施し、表面に窒化
硬化層を形成することによって、表面硬度を高めること
を試みた。
材に対する耐食性について注目されており、この耐食性
を生かし、しかもその表面硬度を向上させて欲しいとい
う要望も増えている。このため、本発明者らは、耐食性
に富んだオーステナイト系ステンレス材（クロム含量が
１８％，ニッケル含量が８％の、１８−８系のものが汎
用されている）に対して、窒化処理を施し、表面に窒化
硬化層を形成することによって、表面硬度を高めること
を試みた。
【０００５】ところで、窒化処理の方法としては、塩浴
窒化，イオン窒化およびガス窒化等の各種の方法がある
が、これらの窒化方法では、窒化温度は通常５５０〜５
７０℃程度に設定され、低温でも４８０℃程度に設定さ
れている。本発明者らは、このような窒化方法によっ
て、オーステナイト系ステンレスねじを窒化処理した結
果、いずれも、表面硬度は向上するものの、ステンレス
材の特性である、耐食性が損なわれ、発錆し易くなると
いう欠点が生じた。
窒化，イオン窒化およびガス窒化等の各種の方法がある
が、これらの窒化方法では、窒化温度は通常５５０〜５
７０℃程度に設定され、低温でも４８０℃程度に設定さ
れている。本発明者らは、このような窒化方法によっ
て、オーステナイト系ステンレスねじを窒化処理した結
果、いずれも、表面硬度は向上するものの、ステンレス
材の特性である、耐食性が損なわれ、発錆し易くなると
いう欠点が生じた。
【０００６】この発明は、このような事情に鑑みなされ
たもので、高い耐食性と高い表面硬度の双方を備えたス
テンレス窒化品の提供をその目的とする。
たもので、高い耐食性と高い表面硬度の双方を備えたス
テンレス窒化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、この発明のステンレス窒化品は、母材が、オーステ
ナイト系ステンレスからなり、表層部の少なくとも一部
が、下記の（Ａ），（Ｂ）を備えた窒化硬化層で構成さ
れているという構成をとる。 （Ａ） 結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していな
い。 （Ｂ） 母相であるオーステナイト相に１．５重量％以
上１２．５重量％未満（以下「％」と略す）のＮ原子が
含有されている。
め、この発明のステンレス窒化品は、母材が、オーステ
ナイト系ステンレスからなり、表層部の少なくとも一部
が、下記の（Ａ），（Ｂ）を備えた窒化硬化層で構成さ
れているという構成をとる。 （Ａ） 結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していな
い。 （Ｂ） 母相であるオーステナイト相に１．５重量％以
上１２．５重量％未満（以下「％」と略す）のＮ原子が
含有されている。
【０００８】
【作用】本発明者らは、先に述べた窒化処理によって耐
食性の劣化が生ずる原因を突き止めるため一連の研究を
行った。その結果、上記耐食性の劣化は、形成された窒
化層中に結晶クロム窒化物（ＣｒＮ）が析出生成するこ
とにより、母相（オーステナイト相）中の固溶クロム
（Ｃｒ）濃度が大幅に低下し、ステンレス本来の耐食性
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Ｃｒが殆ど無くなってしまうことに起因することを
突き止めた。そして、さらに研究を重ねた結果、上記オ
ーステナイト系ステンレス材に対する窒化処理をかなり
の低温（前記従来の窒化法の窒化温度である４８０〜５
８０℃の温度領域より１００〜２００℃下げた温度領
域）で行うと、結晶クロム窒化物（ＣｒＮ）や、鉄窒化
物を析出生成させることなく、窒素原子がオーステナイ
ト系ステンレスの母相（γ相）中に浸透し、その浸透量
（含有量）を１．５％以上１２．５％未満の範囲内に規
制すると、耐食性の劣化も生じず、しかも上記窒素原子
の浸透によって、表面硬度の高い窒化硬化層が形成され
ることを見出し、この発明に到達した。この場合、上記
窒素原子は、γ相中に単に浸透するだけの状態であり、
それによって格子歪は形成するが、結晶クロム窒化物等
の析出生成までには至らないものと考えられる。そし
て、上記窒素原子の含有量が上限を越えると、浸透窒素
原子とクロムとによって、結晶クロム窒化物が生成して
しまい、耐食性の低下が生起する。また、上記範囲を下
回ると、表面硬度の高い窒化硬化層の生成が不充分とな
る。
食性の劣化が生ずる原因を突き止めるため一連の研究を
行った。その結果、上記耐食性の劣化は、形成された窒
化層中に結晶クロム窒化物（ＣｒＮ）が析出生成するこ
とにより、母相（オーステナイト相）中の固溶クロム
（Ｃｒ）濃度が大幅に低下し、ステンレス本来の耐食性
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Ｃｒが殆ど無くなってしまうことに起因することを
突き止めた。そして、さらに研究を重ねた結果、上記オ
ーステナイト系ステンレス材に対する窒化処理をかなり
の低温（前記従来の窒化法の窒化温度である４８０〜５
８０℃の温度領域より１００〜２００℃下げた温度領
域）で行うと、結晶クロム窒化物（ＣｒＮ）や、鉄窒化
物を析出生成させることなく、窒素原子がオーステナイ
ト系ステンレスの母相（γ相）中に浸透し、その浸透量
（含有量）を１．５％以上１２．５％未満の範囲内に規
制すると、耐食性の劣化も生じず、しかも上記窒素原子
の浸透によって、表面硬度の高い窒化硬化層が形成され
ることを見出し、この発明に到達した。この場合、上記
窒素原子は、γ相中に単に浸透するだけの状態であり、
それによって格子歪は形成するが、結晶クロム窒化物等
の析出生成までには至らないものと考えられる。そし
て、上記窒素原子の含有量が上限を越えると、浸透窒素
原子とクロムとによって、結晶クロム窒化物が生成して
しまい、耐食性の低下が生起する。また、上記範囲を下
回ると、表面硬度の高い窒化硬化層の生成が不充分とな
る。
【０００９】このように、この発明のステンレス窒化品
が、結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していないこ
とは、Ｘ線回折法によって確認することができ、また、
オーステナイト相中に含有されている窒素原子の量は、
エスカ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ
ｆｏｒ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ａｎａｌｙｓｉｓ）または
ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ
Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって確認することができる。
ここで、結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していな
いとは、結晶質のクロム窒化物の含有量が微量（数％）
以下であることをいう。
が、結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していないこ
とは、Ｘ線回折法によって確認することができ、また、
オーステナイト相中に含有されている窒素原子の量は、
エスカ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ
ｆｏｒ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ａｎａｌｙｓｉｓ）または
ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ
Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって確認することができる。
ここで、結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していな
いとは、結晶質のクロム窒化物の含有量が微量（数％）
以下であることをいう。
【００１０】つぎに、この発明を詳しく説明する。
【００１１】この発明のステンレス窒化品は、オーステ
ナイト系ステンレス材を原料とし、そのまま窒化処理す
るか、もしくはそれを所定の形状に成形した後、その成
形品に対して窒化処理することによって得られる。上記
オーステナイト系ステンレス材としては、先に述べたよ
うな１８−８系オーステナイト系ステンレス材を基本と
し、耐食性，加工硬化性，耐熱性，切削性，非磁性等の
要求特性に応じ、元素，成分量を適宜変更させたオース
テナイト系ステンレス材があげられる。また、クロムを
２２％以上含有するＣｒ−Ｎｉ−Ｍｏ系オーステナイト
系ステンレス材も対象となる。さらに、クロムが２２％
未満でも、モリブデン（Ｍｏ）を１．５％以上含有する
オーステナイト系ステンレス材もこの発明の対象とな
る。
ナイト系ステンレス材を原料とし、そのまま窒化処理す
るか、もしくはそれを所定の形状に成形した後、その成
形品に対して窒化処理することによって得られる。上記
オーステナイト系ステンレス材としては、先に述べたよ
うな１８−８系オーステナイト系ステンレス材を基本と
し、耐食性，加工硬化性，耐熱性，切削性，非磁性等の
要求特性に応じ、元素，成分量を適宜変更させたオース
テナイト系ステンレス材があげられる。また、クロムを
２２％以上含有するＣｒ−Ｎｉ−Ｍｏ系オーステナイト
系ステンレス材も対象となる。さらに、クロムが２２％
未満でも、モリブデン（Ｍｏ）を１．５％以上含有する
オーステナイト系ステンレス材もこの発明の対象とな
る。
【００１２】上記のようなオーステナイト系ステンレス
材ないし、その成形品（これらを「ステンレス品」とい
う）に対して施す窒化処理は、つぎのようにして行われ
る。すなわち、上記ステンレス品に対し、窒化処理に先
立って、窒化の際のＮ原子の浸透の容易化を図るため、
フッ化処理をする。このフッ化処理に用いるフッ素系ガ
スとしては、ＮＦ3 ，ＢＦ3 ，ＣＦ4 ，ＨＦ，ＳＦ6 ，
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フッ素を含む他のフ
ッ素化合物ガスも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
ッ素系ガスの濃度は、例えば１００００〜１０００００
ｐｐｍであり、好ましくは２００００〜７００００ｐｐ
ｍ、より好ましくは、３００００〜５００００ｐｐｍで
ある。この種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。ＮＦ3 は常温でガス状であり化
学的安定性が高く取り扱い性が容易である。
材ないし、その成形品（これらを「ステンレス品」とい
う）に対して施す窒化処理は、つぎのようにして行われ
る。すなわち、上記ステンレス品に対し、窒化処理に先
立って、窒化の際のＮ原子の浸透の容易化を図るため、
フッ化処理をする。このフッ化処理に用いるフッ素系ガ
スとしては、ＮＦ3 ，ＢＦ3 ，ＣＦ4 ，ＨＦ，ＳＦ6 ，
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フッ素を含む他のフ
ッ素化合物ガスも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
ッ素系ガスの濃度は、例えば１００００〜１０００００
ｐｐｍであり、好ましくは２００００〜７００００ｐｐ
ｍ、より好ましくは、３００００〜５００００ｐｐｍで
ある。この種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。ＮＦ3 は常温でガス状であり化
学的安定性が高く取り扱い性が容易である。
【００１３】フッ化処理は、上記濃度のフッ素系ガス雰
囲気を作り、この雰囲気下に、上記ステンレス品を入れ
加熱状態で保持することにより行う。この場合の加熱
は、上記ステンレス品自体を３００〜５５０℃の温度に
昇温させることによって行われる。このようなフッ素系
ガス雰囲気中でのステンレス品の保持時間は、その形状
寸法等によって適当な時間が選択される。通常は、十数
分〜数十分の範囲内に設定される。このフッ化処理によ
り、Ｎ原子がステンレス品の表面層に浸透しやすくな
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、上
記ステンレス品の表面には、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が形成されている。この
ため、従来は不働態皮膜（酸化皮膜）の存在により、窒
化処理の際の温度をかなり高くしないと窒素原子が浸透
しなかったのであり、その結果、表面硬化層中に結晶ク
ロム窒化物が析出生成することとなった。ところが、こ
の発明では、窒化処理に先立って、フッ素系ガス雰囲気
下でフッ化処理をする。このように表面に不働態皮膜が
形成されたステンレス品を上記のようなフッ素系ガス雰
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Ｎ原子の浸透が容易であることから、上記ステンレ
ス品の表面は、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ステンレス品
を、つぎに示す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」原子がステンレス品の
表面層に一定の深さで均一に浸透するため、深く均一な
窒化硬化層が形成されると考えられる。
囲気を作り、この雰囲気下に、上記ステンレス品を入れ
加熱状態で保持することにより行う。この場合の加熱
は、上記ステンレス品自体を３００〜５５０℃の温度に
昇温させることによって行われる。このようなフッ素系
ガス雰囲気中でのステンレス品の保持時間は、その形状
寸法等によって適当な時間が選択される。通常は、十数
分〜数十分の範囲内に設定される。このフッ化処理によ
り、Ｎ原子がステンレス品の表面層に浸透しやすくな
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、上
記ステンレス品の表面には、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が形成されている。この
ため、従来は不働態皮膜（酸化皮膜）の存在により、窒
化処理の際の温度をかなり高くしないと窒素原子が浸透
しなかったのであり、その結果、表面硬化層中に結晶ク
ロム窒化物が析出生成することとなった。ところが、こ
の発明では、窒化処理に先立って、フッ素系ガス雰囲気
下でフッ化処理をする。このように表面に不働態皮膜が
形成されたステンレス品を上記のようなフッ素系ガス雰
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Ｎ原子の浸透が容易であることから、上記ステンレ
ス品の表面は、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ステンレス品
を、つぎに示す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」原子がステンレス品の
表面層に一定の深さで均一に浸透するため、深く均一な
窒化硬化層が形成されると考えられる。
【００１４】窒化処理は、上記のように、フッ化処理に
よりＮ原子の浸透し易い状態となっているステンレス品
を窒化雰囲気下において加熱状態で保持して窒化処理す
ることにより行われる。この場合、窒化雰囲気下をつく
る窒化ガスとしては、ＮＨ3のみからなる単体ガス、ま
たは炭素源を有するガス（例えばＲＸガス）とＮＨ3と
の混合ガス（例えばＮＨ3 とＣＯとＣＯ2 との混合ガ
ス）が用いられる。通常は、上記単体ガスまたは混合ガ
スにＮ2 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 ガスを混合して使用する
ことも行われる。このような窒化雰囲気下において、フ
ッ化処理のなされたステンレス品が加熱状態で保持され
る。この場合、加熱温度は、従来の窒化処理のそれより
も大幅に低い温度の４５０℃以下の温度に設定される。
特に好ましいのは３８０〜４２０℃の範囲内である。す
なわち、上記温度が４５０℃を超えると、結晶ＣｒＮが
窒化硬化層中に生成して母相中の活性Ｃｒ濃度が低下
し、ステンレス自体の有する耐食性が損なわれるからで
ある。特に、４２０℃以下の温度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
する耐食性と同程度の耐食性を保持でき、しかも硬度の
大きな窒化硬化層がステンレス品の表面に形成されるこ
ととなるため、このような温度域に設定することが好ま
しい。なお、３７０℃以下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以下に生成
するに過ぎず、工業的価値に乏しいことから余り実用的
ではない。そして、上記窒化処理時間は、通常１０〜２
０時間に設定される。
よりＮ原子の浸透し易い状態となっているステンレス品
を窒化雰囲気下において加熱状態で保持して窒化処理す
ることにより行われる。この場合、窒化雰囲気下をつく
る窒化ガスとしては、ＮＨ3のみからなる単体ガス、ま
たは炭素源を有するガス（例えばＲＸガス）とＮＨ3と
の混合ガス（例えばＮＨ3 とＣＯとＣＯ2 との混合ガ
ス）が用いられる。通常は、上記単体ガスまたは混合ガ
スにＮ2 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 ガスを混合して使用する
ことも行われる。このような窒化雰囲気下において、フ
ッ化処理のなされたステンレス品が加熱状態で保持され
る。この場合、加熱温度は、従来の窒化処理のそれより
も大幅に低い温度の４５０℃以下の温度に設定される。
特に好ましいのは３８０〜４２０℃の範囲内である。す
なわち、上記温度が４５０℃を超えると、結晶ＣｒＮが
窒化硬化層中に生成して母相中の活性Ｃｒ濃度が低下
し、ステンレス自体の有する耐食性が損なわれるからで
ある。特に、４２０℃以下の温度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
する耐食性と同程度の耐食性を保持でき、しかも硬度の
大きな窒化硬化層がステンレス品の表面に形成されるこ
ととなるため、このような温度域に設定することが好ま
しい。なお、３７０℃以下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以下に生成
するに過ぎず、工業的価値に乏しいことから余り実用的
ではない。そして、上記窒化処理時間は、通常１０〜２
０時間に設定される。
【００１５】このような窒化処理により、上記ステンレ
ス品の表面層が緻密で均一な、厚み２０〜４０μｍ程度
の窒化硬化層（全体が一層からなる）に形成される。上
記窒化処理によれば、オーステナイト系ステンレス品
に、窒化処理後の寸法変形や面荒れがほとんど生じな
い。すなわち、従来の窒化処理では、結晶クロム窒化物
が析出生成すること等によって、ステンレス品の外形が
膨張して、寸法変化が生じたり、また、面粗度が悪くな
るという欠点が生じ、最終加工仕上げに多大のコストを
有するうえ、その技術を精密機械に応用することが困難
である。これに対し、この発明の窒化硬化層は、結晶ク
ロム窒化物を実質的に含有していず、緻密な組織からな
っていることから、寸法変化や面粗度の悪化が生じず、
最終仕上げ加工をする必要がなくなる。
ス品の表面層が緻密で均一な、厚み２０〜４０μｍ程度
の窒化硬化層（全体が一層からなる）に形成される。上
記窒化処理によれば、オーステナイト系ステンレス品
に、窒化処理後の寸法変形や面荒れがほとんど生じな
い。すなわち、従来の窒化処理では、結晶クロム窒化物
が析出生成すること等によって、ステンレス品の外形が
膨張して、寸法変化が生じたり、また、面粗度が悪くな
るという欠点が生じ、最終加工仕上げに多大のコストを
有するうえ、その技術を精密機械に応用することが困難
である。これに対し、この発明の窒化硬化層は、結晶ク
ロム窒化物を実質的に含有していず、緻密な組織からな
っていることから、寸法変化や面粗度の悪化が生じず、
最終仕上げ加工をする必要がなくなる。
【００１６】この窒化硬化層には、結晶クロム窒化物が
含有されていず、かつ、母相であるオーステナイト相
（γ相）に１．５％以上１２．５％未満の「Ｎ」原子が
含有されている。このため、窒化処理済のステンレス品
（ステンレス窒化品）は、窒化硬化前のオーステナイト
系ステンレス材とほぼ同程度の耐食性を備え、しかも、
上記窒化硬化層の存在により、表面硬度が大幅に向上し
ている。このような窒化処理済のステンレス品の耐食性
は、ステンレス品の加工硬度が低い程、もしくは、窒化
前の表面状態が精密研磨状態であるほど高い。また、材
質的には、ＳＵＳ３１０（クロム２５％，ニッケル２０
％）のようにクロム含有量が高いほど耐食性が良い。ま
た、１８−８系オーステナイト系ステンレス材について
は、モリブデンを含むほど良好となる。そして、上記の
ようにして得られたステンレス窒化品は、窒化前のオー
ステナイト系ステンレス材と同程度の優れた耐食性を有
しているうえ、表面硬度も大幅に向上しており、しか
も、非磁性になっている。すなわち、従来の窒化処理に
よれば、結晶クロム窒化物が析出生成することによっ
て、オーステナイト系ステンレス材自体の有する非磁性
性が損なわれ、窒化硬化層が磁性を帯びるようになるの
であるが、この発明のステンレス窒化品では、窒化硬化
層に結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していないこ
とから、非磁性を保ったままになる。したがって、非磁
性が要求される用途、例えばコンピュータ関連製品用途
に最適となる。
含有されていず、かつ、母相であるオーステナイト相
（γ相）に１．５％以上１２．５％未満の「Ｎ」原子が
含有されている。このため、窒化処理済のステンレス品
（ステンレス窒化品）は、窒化硬化前のオーステナイト
系ステンレス材とほぼ同程度の耐食性を備え、しかも、
上記窒化硬化層の存在により、表面硬度が大幅に向上し
ている。このような窒化処理済のステンレス品の耐食性
は、ステンレス品の加工硬度が低い程、もしくは、窒化
前の表面状態が精密研磨状態であるほど高い。また、材
質的には、ＳＵＳ３１０（クロム２５％，ニッケル２０
％）のようにクロム含有量が高いほど耐食性が良い。ま
た、１８−８系オーステナイト系ステンレス材について
は、モリブデンを含むほど良好となる。そして、上記の
ようにして得られたステンレス窒化品は、窒化前のオー
ステナイト系ステンレス材と同程度の優れた耐食性を有
しているうえ、表面硬度も大幅に向上しており、しか
も、非磁性になっている。すなわち、従来の窒化処理に
よれば、結晶クロム窒化物が析出生成することによっ
て、オーステナイト系ステンレス材自体の有する非磁性
性が損なわれ、窒化硬化層が磁性を帯びるようになるの
であるが、この発明のステンレス窒化品では、窒化硬化
層に結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していないこ
とから、非磁性を保ったままになる。したがって、非磁
性が要求される用途、例えばコンピュータ関連製品用途
に最適となる。
【００１７】なお、上記窒化処理を終えたステンレス品
に対し、ＨＮＯ3 を含む強混酸処理を施してもよい。こ
の処理によって、窒化を終えたステンレス品の表面に付
着している酸化スケールが除去されると同時に、硝酸の
作用によって、場合によって、ステンレス窒化品の表面
に、固溶クロムに起因する不働態皮膜（酸化皮膜）が早
期に厚めに形成されるようになり、酸化皮膜の強化が可
能となる。より詳しく述べると、前記窒化処理によっ
て、場合によって、ステンレス窒化品の表面部分に酸化
スケールが生ずることがあり、この酸化スケールは発錆
の原因となりやすいため、窒化硬化層の耐食性は、酸化
スケールの存在によって低下する。したがって、上記の
ような強混酸処理を施すことによって酸化スケールが除
去でき、耐食性の低下が防止される。また、オーステナ
イト系ステンレス材の耐食性は、母相中の固溶クロムに
基づく不働態皮膜（酸化皮膜）の生成に起因するもので
あるが、上記のような強混酸処理によって不働態皮膜の
早期生成および強化が行われ、耐食性の向上がみられる
ようになる。このような強混酸としては、ＨＮＯ3 −Ｈ
Ｆからなる混酸，ＨＮＯ3 −ＨＣｌからなる混酸等のＨ
ＮＯ3 を含む混酸が用いられる。これら強混酸における
ＨＮＯ3 の濃度は、１０〜２０％、ＨＦの濃度は、１〜
１０％、ＨＣｌの濃度は、５〜２５％の範囲に設定され
る。強混酸の残部は水となる。そして、上記処理は、強
混酸の液温を、２０〜５０℃に制御し、２０〜６０分
間、上記強混酸液にステンレス窒化品を浸漬することに
よって行われる。このような強混酸処理を行うと、全窒
化硬化層の２０〜３０％をしめる最表面層が除去される
こととなるが、残された部分の表面硬度は依然として高
いことから、充分な剛性が維持される。この場合、残存
する窒化硬化層は、最表面層の上記除去により完全な非
磁性となる。すなわち、窒化硬化層の最表面層は、場合
によって、多少磁性を帯びることもあるが、そのような
場合でも、上記強混酸処理によって磁性を帯びた最表面
層が除去されるようになることから、強混酸処理済のス
テンレス窒化品は、オーステナイト系ステンレス材（母
材）と同等の透磁率を示すようになる。また、上記最表
面層部分には、窒素原子の浸透量が多く、この窒素原子
の浸透量の多さに基づき、上記最表面層部分は、他の部
分より多少錆びやすくなっているのであるが、最表面層
部分の除去により、その下側の、比較的窒素原子の浸透
量の少ない層（Ｎ原子２〜５％）が表面層を形成するよ
うになる。この層は、上記最表面層部分よりは、硬度が
多少低いもののなお充分な硬度を有しており、しかも、
より錆びにくいという特性を有する。したがって、充分
な表面硬度を有し、かつ完全防錆性を要求される用途に
最適となる。
に対し、ＨＮＯ3 を含む強混酸処理を施してもよい。こ
の処理によって、窒化を終えたステンレス品の表面に付
着している酸化スケールが除去されると同時に、硝酸の
作用によって、場合によって、ステンレス窒化品の表面
に、固溶クロムに起因する不働態皮膜（酸化皮膜）が早
期に厚めに形成されるようになり、酸化皮膜の強化が可
能となる。より詳しく述べると、前記窒化処理によっ
て、場合によって、ステンレス窒化品の表面部分に酸化
スケールが生ずることがあり、この酸化スケールは発錆
の原因となりやすいため、窒化硬化層の耐食性は、酸化
スケールの存在によって低下する。したがって、上記の
ような強混酸処理を施すことによって酸化スケールが除
去でき、耐食性の低下が防止される。また、オーステナ
イト系ステンレス材の耐食性は、母相中の固溶クロムに
基づく不働態皮膜（酸化皮膜）の生成に起因するもので
あるが、上記のような強混酸処理によって不働態皮膜の
早期生成および強化が行われ、耐食性の向上がみられる
ようになる。このような強混酸としては、ＨＮＯ3 −Ｈ
Ｆからなる混酸，ＨＮＯ3 −ＨＣｌからなる混酸等のＨ
ＮＯ3 を含む混酸が用いられる。これら強混酸における
ＨＮＯ3 の濃度は、１０〜２０％、ＨＦの濃度は、１〜
１０％、ＨＣｌの濃度は、５〜２５％の範囲に設定され
る。強混酸の残部は水となる。そして、上記処理は、強
混酸の液温を、２０〜５０℃に制御し、２０〜６０分
間、上記強混酸液にステンレス窒化品を浸漬することに
よって行われる。このような強混酸処理を行うと、全窒
化硬化層の２０〜３０％をしめる最表面層が除去される
こととなるが、残された部分の表面硬度は依然として高
いことから、充分な剛性が維持される。この場合、残存
する窒化硬化層は、最表面層の上記除去により完全な非
磁性となる。すなわち、窒化硬化層の最表面層は、場合
によって、多少磁性を帯びることもあるが、そのような
場合でも、上記強混酸処理によって磁性を帯びた最表面
層が除去されるようになることから、強混酸処理済のス
テンレス窒化品は、オーステナイト系ステンレス材（母
材）と同等の透磁率を示すようになる。また、上記最表
面層部分には、窒素原子の浸透量が多く、この窒素原子
の浸透量の多さに基づき、上記最表面層部分は、他の部
分より多少錆びやすくなっているのであるが、最表面層
部分の除去により、その下側の、比較的窒素原子の浸透
量の少ない層（Ｎ原子２〜５％）が表面層を形成するよ
うになる。この層は、上記最表面層部分よりは、硬度が
多少低いもののなお充分な硬度を有しており、しかも、
より錆びにくいという特性を有する。したがって、充分
な表面硬度を有し、かつ完全防錆性を要求される用途に
最適となる。
【００１８】
【発明の効果】以上のように、この発明のステンレス窒
化品は、表面層を構成する窒化硬化層に、結晶クロム窒
化物を実質的に含有していないため、窒化硬化層に結晶
クロム窒化物を含むステンレス窒化品にくらべ、オース
テナイト相（母相）中の固溶クロムが結晶クロム窒化物
の析出生成によって消費されていない。したがって、母
相の結晶クロムの作用によって生ずる不働態皮膜（酸化
皮膜）が充分に生成し、それによって上記母相と同等の
優れた耐食性を有するようになる。また、窒化硬化層に
粗大な結晶クロム窒化物が析出生成していないことか
ら、上記結晶クロム窒化物の析出生成に基づく、ステン
レス窒化品の寸法変化や面粗度の悪化が生じない。その
結果、窒化処理後に、最終仕上げ加工を行う必要がな
い。そして、この発明のステンレス窒化品は、表面層の
母相中に１．５％以上１２．５％未満のＮ原子が浸透含
有されていることによって、表面硬度が高くなり、結晶
クロム窒化物からなる窒化硬化層によって形成されるも
のとほぼ同等の高い表面硬度を備えるようになる。
化品は、表面層を構成する窒化硬化層に、結晶クロム窒
化物を実質的に含有していないため、窒化硬化層に結晶
クロム窒化物を含むステンレス窒化品にくらべ、オース
テナイト相（母相）中の固溶クロムが結晶クロム窒化物
の析出生成によって消費されていない。したがって、母
相の結晶クロムの作用によって生ずる不働態皮膜（酸化
皮膜）が充分に生成し、それによって上記母相と同等の
優れた耐食性を有するようになる。また、窒化硬化層に
粗大な結晶クロム窒化物が析出生成していないことか
ら、上記結晶クロム窒化物の析出生成に基づく、ステン
レス窒化品の寸法変化や面粗度の悪化が生じない。その
結果、窒化処理後に、最終仕上げ加工を行う必要がな
い。そして、この発明のステンレス窒化品は、表面層の
母相中に１．５％以上１２．５％未満のＮ原子が浸透含
有されていることによって、表面硬度が高くなり、結晶
クロム窒化物からなる窒化硬化層によって形成されるも
のとほぼ同等の高い表面硬度を備えるようになる。
【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】ＳＵＳ３０４板片（クロム１８％，ニッケ
ル８％）と、ＳＵＳ３１６板片（クロム１８％，ニッケ
ル１２％，モリブデン２％，芯部硬度Ｈｖ＝３１０）
と、ＳＵＳ３１０板片（クロム２５％，ニッケル２０
％，芯部硬度Ｈｖ＝３７０）の３種類の試験品（研磨仕
上品）を準備した。ついで、これらをマッフル炉に入れ
て炉内を充分に真空パージした後、４１０℃に昇温させ
た。そして、その状態でフッ素系ガス（ＮＦ3 １０ｖｏ
ｌ％＋Ｎ2 ９０ｖｏｌ％）を入れて炉内を大気圧の状態
にし、その状態で１５分間保持しフッ化処理した。つぎ
に、上記フッ素系ガスを炉から排出した後、窒化ガス
（ＮＨ3 ２５ｖｏｌ％＋Ｎ2 ６０ｖｏｌ％＋ＣＯ５ｖｏ
ｌ％＋ＣＯ2 ５ｖｏｌ％）を導入し、炉内を４１０℃に
保ったまま２４時間保持し窒化処理して取り出した。
ル８％）と、ＳＵＳ３１６板片（クロム１８％，ニッケ
ル１２％，モリブデン２％，芯部硬度Ｈｖ＝３１０）
と、ＳＵＳ３１０板片（クロム２５％，ニッケル２０
％，芯部硬度Ｈｖ＝３７０）の３種類の試験品（研磨仕
上品）を準備した。ついで、これらをマッフル炉に入れ
て炉内を充分に真空パージした後、４１０℃に昇温させ
た。そして、その状態でフッ素系ガス（ＮＦ3 １０ｖｏ
ｌ％＋Ｎ2 ９０ｖｏｌ％）を入れて炉内を大気圧の状態
にし、その状態で１５分間保持しフッ化処理した。つぎ
に、上記フッ素系ガスを炉から排出した後、窒化ガス
（ＮＨ3 ２５ｖｏｌ％＋Ｎ2 ６０ｖｏｌ％＋ＣＯ５ｖｏ
ｌ％＋ＣＯ2 ５ｖｏｌ％）を導入し、炉内を４１０℃に
保ったまま２４時間保持し窒化処理して取り出した。
【００２１】このようにして、窒化処理された上記各試
験品（ＳＵＳ３０４板片，ＳＵＳ３１６板片，ＳＵＳ３
１０板片）について表面硬度を測定したところ、ＳＵＳ
３０４板片でＨｖ＝８８０，ＳＵＳ３１６板片でＨｖ＝
１０５０，ＳＵＳ３１０板片でＨｖ＝１１２０であっ
た。また、硬化層深さはそれぞれ、ＳＵＳ３０４板片で
１８μｍ，ＳＵＳ３１６板片で２０μｍ，ＳＵＳ３１０
板片で１８μｍであった。
験品（ＳＵＳ３０４板片，ＳＵＳ３１６板片，ＳＵＳ３
１０板片）について表面硬度を測定したところ、ＳＵＳ
３０４板片でＨｖ＝８８０，ＳＵＳ３１６板片でＨｖ＝
１０５０，ＳＵＳ３１０板片でＨｖ＝１１２０であっ
た。また、硬化層深さはそれぞれ、ＳＵＳ３０４板片で
１８μｍ，ＳＵＳ３１６板片で２０μｍ，ＳＵＳ３１０
板片で１８μｍであった。
【００２２】
【実施例２】実施例１において、窒化処理の温度を４４
０℃に変えるとともに、処理時間を１２時間に変更し
た。それ以外は実施例１と同様に行った。得られた窒化
品について、同様の測定を行ったところ、表面硬度は３
者ともＨｖ＝１１００以上で窒化硬化層の厚みはそれぞ
れ、ＳＵＳ３０４板片が２３μｍ、ＳＵＳ３１６板片が
２５μｍ、ＳＵＳ３１０板片が２０μｍであった。
０℃に変えるとともに、処理時間を１２時間に変更し
た。それ以外は実施例１と同様に行った。得られた窒化
品について、同様の測定を行ったところ、表面硬度は３
者ともＨｖ＝１１００以上で窒化硬化層の厚みはそれぞ
れ、ＳＵＳ３０４板片が２３μｍ、ＳＵＳ３１６板片が
２５μｍ、ＳＵＳ３１０板片が２０μｍであった。
【実施例３】実施例１において、窒化処理の温度を３８
０℃に変えるとともに、処理時間を１５時間に変更し
た。それ以外は実施例１と同様に行った。得られた窒化
品について、同様の測定を行ったところ、表面硬度は３
者ともＨｖ＝９５０以上で窒化硬化層の厚みはそれぞ
れ、ＳＵＳ３０４板片が１５μｍ、ＳＵＳ３１６板片が
１５μｍ、ＳＵＳ３１０板片が１２μｍであった。
０℃に変えるとともに、処理時間を１５時間に変更し
た。それ以外は実施例１と同様に行った。得られた窒化
品について、同様の測定を行ったところ、表面硬度は３
者ともＨｖ＝９５０以上で窒化硬化層の厚みはそれぞ
れ、ＳＵＳ３０４板片が１５μｍ、ＳＵＳ３１６板片が
１５μｍ、ＳＵＳ３１０板片が１２μｍであった。
【００２３】
【比較例】実施例１で用いた３種類の板片を対象とし、
いずれも４００℃でフッ化処理をしたのち、実施例１で
用いたと同様の窒化ガスを用い、実施例１で用いたと同
様の炉に入れ、５５０℃で５時間窒化処理して取り出し
た。表面硬度はそれぞれ、順に、Ｈｖ＝１２８０，Ｈｖ
＝１２８０，Ｈｖ＝１３００であり、硬化層深さは３０
〜３５μｍであった。
いずれも４００℃でフッ化処理をしたのち、実施例１で
用いたと同様の窒化ガスを用い、実施例１で用いたと同
様の炉に入れ、５５０℃で５時間窒化処理して取り出し
た。表面硬度はそれぞれ、順に、Ｈｖ＝１２８０，Ｈｖ
＝１２８０，Ｈｖ＝１３００であり、硬化層深さは３０
〜３５μｍであった。
【００２４】つぎに、上記実施例１〜３で得られた試験
品を４０℃の５％ＨＦ−１８％ＨＮＯ3 の強混酸溶液に
６０分間浸漬したのち、取出して調べたところ、各試験
品の窒化硬化層の最表面層（３〜６μｍ）が除去されて
いた。また、比較例についても、同様に処理したとこ
ろ、窒化硬化層の全体が消失除去されていた。
品を４０℃の５％ＨＦ−１８％ＨＮＯ3 の強混酸溶液に
６０分間浸漬したのち、取出して調べたところ、各試験
品の窒化硬化層の最表面層（３〜６μｍ）が除去されて
いた。また、比較例についても、同様に処理したとこ
ろ、窒化硬化層の全体が消失除去されていた。
【００２５】つぎに、以上の実施例１〜３および比較例
で得られた試験品およびそれを強混酸溶液で処理したも
のの表面硬度および窒化硬化層の最表面のＮ原子の含有
量を求め、下記の表１にまとめて示した。表１中、酸処
理有は、強混酸処理を施したものを示し、酸処理無は、
窒化を終えた段階のものを示す。また、Ｎ原子の含有量
は、上記各試料をＥＰＭＡ線分析に供し、得られたチャ
ートから求めた。耐食性は、ＪＩＳ２３７１に基づく塩
水噴霧試験（ＳＳＴ試験）に供し、発錆迄の時間を求め
た。また、結晶質クロムの存在の有無は、各試料をＸ線
回折試験に供し、得られたチャートから判断した。
で得られた試験品およびそれを強混酸溶液で処理したも
のの表面硬度および窒化硬化層の最表面のＮ原子の含有
量を求め、下記の表１にまとめて示した。表１中、酸処
理有は、強混酸処理を施したものを示し、酸処理無は、
窒化を終えた段階のものを示す。また、Ｎ原子の含有量
は、上記各試料をＥＰＭＡ線分析に供し、得られたチャ
ートから求めた。耐食性は、ＪＩＳ２３７１に基づく塩
水噴霧試験（ＳＳＴ試験）に供し、発錆迄の時間を求め
た。また、結晶質クロムの存在の有無は、各試料をＸ線
回折試験に供し、得られたチャートから判断した。
【００２６】
【表１】
【００２７】上記の表から下記のことがわかる。 実
施例２のＳＵＳ３１０酸処理無と、比較例のＳＵＳ３１
６酸処理無との対比から明らかなように、窒化硬化層中
に結晶クロム窒化物がなく、かつＮ原子濃度が、１２．
５％未満であれば耐食性は実用化できる程度に得られる
が、１２．５％以上になると、結晶クロム窒化物の析出
がみられるようになり耐食性が大幅に低下する。逆に、
実施例３のＳＵＳ３１６酸処理有から明らかなように、
Ｎ原子濃度が、１．５％以上であれば、表面硬度が通
常、Ｈｖ６００以上であるが、１．５％未満になると、
表面剛性が不充分となる。 実施例１〜３と比較例と
の対比から明らかなように、窒化温度が高くなる程、窒
化硬化層中のＮ原子の濃度（含有量）が多くなる。
強混酸処理すると、窒化硬化層中の最表面層部（Ｎ原子
の濃度最大）が溶解除去され、その下の層が現れるた
め、Ｎ原子濃度および表面硬度が下がる。 窒化硬化
層中のＮ原子濃度は、ＳＵＳ３１６よりもＳＵＳ３１０
の方が高いことから、窒化に際しては、母材中のＣｒ濃
度に比例して、Ｎ原子の濃度が高くなる。 比較例
は、窒化硬化層の全体にわたって結晶クロム窒化物が析
出していて耐食性に欠けることから、強混酸処理によっ
て、耐食性に欠ける窒化硬化層の全体が消失し、母材が
露呈している。
施例２のＳＵＳ３１０酸処理無と、比較例のＳＵＳ３１
６酸処理無との対比から明らかなように、窒化硬化層中
に結晶クロム窒化物がなく、かつＮ原子濃度が、１２．
５％未満であれば耐食性は実用化できる程度に得られる
が、１２．５％以上になると、結晶クロム窒化物の析出
がみられるようになり耐食性が大幅に低下する。逆に、
実施例３のＳＵＳ３１６酸処理有から明らかなように、
Ｎ原子濃度が、１．５％以上であれば、表面硬度が通
常、Ｈｖ６００以上であるが、１．５％未満になると、
表面剛性が不充分となる。 実施例１〜３と比較例と
の対比から明らかなように、窒化温度が高くなる程、窒
化硬化層中のＮ原子の濃度（含有量）が多くなる。
強混酸処理すると、窒化硬化層中の最表面層部（Ｎ原子
の濃度最大）が溶解除去され、その下の層が現れるた
め、Ｎ原子濃度および表面硬度が下がる。 窒化硬化
層中のＮ原子濃度は、ＳＵＳ３１６よりもＳＵＳ３１０
の方が高いことから、窒化に際しては、母材中のＣｒ濃
度に比例して、Ｎ原子の濃度が高くなる。 比較例
は、窒化硬化層の全体にわたって結晶クロム窒化物が析
出していて耐食性に欠けることから、強混酸処理によっ
て、耐食性に欠ける窒化硬化層の全体が消失し、母材が
露呈している。
【００２８】なお、上記ＥＰＭＡ線分析の結果を、実施
例１（ＳＵＳ３１６酸処理無）と比較例（ＳＵＳ３１６
酸処理無）とを代表させて第１図（実施例１）および第
２図（比較例）に示した。第１図と第２図のＮ原子の濃
度曲線から明らかなように、実施例１（ＳＵＳ３１６）
では、窒化硬化層の最表面層のＮ原子の濃度（含有量）
は、７．６重量％であるのに対し、比較例（ＳＵＳ３１
６）では、１２．８重量％と著しく高くなっている。な
お、上記ＥＰＭＡのＮ原子濃度は、基準検量線を用いて
測定したものである。
例１（ＳＵＳ３１６酸処理無）と比較例（ＳＵＳ３１６
酸処理無）とを代表させて第１図（実施例１）および第
２図（比較例）に示した。第１図と第２図のＮ原子の濃
度曲線から明らかなように、実施例１（ＳＵＳ３１６）
では、窒化硬化層の最表面層のＮ原子の濃度（含有量）
は、７．６重量％であるのに対し、比較例（ＳＵＳ３１
６）では、１２．８重量％と著しく高くなっている。な
お、上記ＥＰＭＡのＮ原子濃度は、基準検量線を用いて
測定したものである。
【００２９】また、Ｘ線回折試験の結果を、上記実施例
１および比較例（いずれもＳＵＳ３１６酸処理無）とを
代表させて第３図（実施例１）および第４図（比較例）
に示した。これらの図において、曲線（イ）が実施例１
のＸ線回折曲線、曲線（ロ）が窒化処理をしていないＳ
ＵＳ３１６（ＳＵＳ３１６生材）のＸ線回折曲線、曲線
（ハ）が比較例のＸ線回折曲線である。第３図におい
て、γｎは、窒化によって窒素原子が含有されたγ相
（母相）を示す。曲線（イ）と曲線（ロ）との対比か
ら、曲線（イ）のγｎ（母相）が、それに対応する曲線
（ロ）のγ−Ｆｅ相（母相）よりも左（低角度側）にず
れ、格子常数が大きくなっていて、格子歪の発生がみら
れ、これが実施例品の表面硬度の向上原因であることが
うかがえる。他方、比較例の曲線（ハ）では、ＣｒＮの
ような結晶クロム窒化物のピークが多数みられ、これ
が、窒化硬化層の耐食性を低減させていることがうかが
える。
１および比較例（いずれもＳＵＳ３１６酸処理無）とを
代表させて第３図（実施例１）および第４図（比較例）
に示した。これらの図において、曲線（イ）が実施例１
のＸ線回折曲線、曲線（ロ）が窒化処理をしていないＳ
ＵＳ３１６（ＳＵＳ３１６生材）のＸ線回折曲線、曲線
（ハ）が比較例のＸ線回折曲線である。第３図におい
て、γｎは、窒化によって窒素原子が含有されたγ相
（母相）を示す。曲線（イ）と曲線（ロ）との対比か
ら、曲線（イ）のγｎ（母相）が、それに対応する曲線
（ロ）のγ−Ｆｅ相（母相）よりも左（低角度側）にず
れ、格子常数が大きくなっていて、格子歪の発生がみら
れ、これが実施例品の表面硬度の向上原因であることが
うかがえる。他方、比較例の曲線（ハ）では、ＣｒＮの
ような結晶クロム窒化物のピークが多数みられ、これ
が、窒化硬化層の耐食性を低減させていることがうかが
える。
【００３０】また、上記のようにして得られた実施例１
および比較例（いずれもＳＵＳ３１６酸処理無）につい
て、電気化学的腐食性を調べるために、アノード分極試
験（ＪＩＳ Ｇ ０５７９に準ずる）に供した。その結
果を図５に示す。図５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、実施例１（曲線Ａ）は窒化処理していないＳＵＳ３
１６母材（曲線Ｂ）と比べてあまり劣化していないこと
がわかる。これに対して比較例（曲線Ｃ）は、ＳＵＳ３
１６母材（曲線Ｂ）と比べて３桁以上の差を有し、窒化
処理によって耐食性が著しく劣化していることがわか
る。
および比較例（いずれもＳＵＳ３１６酸処理無）につい
て、電気化学的腐食性を調べるために、アノード分極試
験（ＪＩＳ Ｇ ０５７９に準ずる）に供した。その結
果を図５に示す。図５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、実施例１（曲線Ａ）は窒化処理していないＳＵＳ３
１６母材（曲線Ｂ）と比べてあまり劣化していないこと
がわかる。これに対して比較例（曲線Ｃ）は、ＳＵＳ３
１６母材（曲線Ｂ）と比べて３桁以上の差を有し、窒化
処理によって耐食性が著しく劣化していることがわか
る。
【００３１】
【実施例４】ＳＵＳ３０４（クロム１８％，ニッケル９
％），ＳＵＳ３１６（クロム１８％，ニッケル１２％，
モリブデン２．５％），ＳＵＳ３１０（クロム２５％，
ニッケル２０％）の各線材より冷鍛成形加工したソケッ
トスクリュー（Ｍ６）並びにＳＵＳ３０９（クロム２２
％，ニッケル１２％）の加工硬化材を対象とし、実施例
１と同様の手順、条件でフッ化処理，窒化処理した。得
られた窒化品は、表面硬度がいずれもＨｖ＝１１００〜
１１５０であり、窒化硬化層の深さは全体にわたって１
８〜２０μｍであった。つぎに、これらをショットブラ
ストに供し、表面に付着していた酸化スケールを除去し
てＳＳＴ試験に供した。発錆は、いずれも７２時間以内
で生じた。
％），ＳＵＳ３１６（クロム１８％，ニッケル１２％，
モリブデン２．５％），ＳＵＳ３１０（クロム２５％，
ニッケル２０％）の各線材より冷鍛成形加工したソケッ
トスクリュー（Ｍ６）並びにＳＵＳ３０９（クロム２２
％，ニッケル１２％）の加工硬化材を対象とし、実施例
１と同様の手順、条件でフッ化処理，窒化処理した。得
られた窒化品は、表面硬度がいずれもＨｖ＝１１００〜
１１５０であり、窒化硬化層の深さは全体にわたって１
８〜２０μｍであった。つぎに、これらをショットブラ
ストに供し、表面に付着していた酸化スケールを除去し
てＳＳＴ試験に供した。発錆は、いずれも７２時間以内
で生じた。
【００３２】つぎにこれらの試験品を、２０％ＨＣｌ−
１３％ＨＮＯ3 の強混酸溶液に、液温４５℃で６０分浸
漬し、その後、硬度を測定したところ、いずれも、表面
硬度Ｈｖ＝８５０〜９００であり、窒化硬化層の厚み
は、強混酸によって浸され５〜８μｍ減少し１２〜１５
μｍとなっていた。ついで、上記酸処理済の試験品をＳ
ＳＴ試験に供した結果、耐腐食性が向上しており、１８
００時間を越えても全く発錆しなかった。
１３％ＨＮＯ3 の強混酸溶液に、液温４５℃で６０分浸
漬し、その後、硬度を測定したところ、いずれも、表面
硬度Ｈｖ＝８５０〜９００であり、窒化硬化層の厚み
は、強混酸によって浸され５〜８μｍ減少し１２〜１５
μｍとなっていた。ついで、上記酸処理済の試験品をＳ
ＳＴ試験に供した結果、耐腐食性が向上しており、１８
００時間を越えても全く発錆しなかった。
【００３３】
【実施例５】Ｎ原子を製鋼プロセスで微量添加した非磁
性ステンレス棒（クロム１８％，ニッケル１２％，Ｍｎ
１．５％）およびＳＵＳ３１６棒を対象とし、実施例１
と同様の手順，条件でフッ化処理，窒化処理した。つぎ
に、得られた窒化品を、１０％ＨＦ−１５％ＨＮＯ3 の
強混酸液に、液温４０℃で３０分間浸漬して取り出し
た。
性ステンレス棒（クロム１８％，ニッケル１２％，Ｍｎ
１．５％）およびＳＵＳ３１６棒を対象とし、実施例１
と同様の手順，条件でフッ化処理，窒化処理した。つぎ
に、得られた窒化品を、１０％ＨＦ−１５％ＨＮＯ3 の
強混酸液に、液温４０℃で３０分間浸漬して取り出し
た。
【００３４】つぎに、これらについて、それぞれ透磁率
（μ）を測定したところ、下記の通りであり、いずれも
窒化によって磁性を帯びていないことがわかる。
（μ）を測定したところ、下記の通りであり、いずれも
窒化によって磁性を帯びていないことがわかる。
【図１】実施例品に対するＥＰＭＡ線分析曲線図であ
る。
る。
【図２】比較例品に対するＥＰＭＡ線分析曲線図であ
る。
る。
【図３】実施例品に対するＸ線回折曲線図である。
【図４】比較例品に対するＸ線回折曲線図である。
【図５】実施例品および比較例品に対する電流密度−電
圧曲線図である。
圧曲線図である。
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 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 8/02,8/26
Claims (4)
- 【請求項１】 母材が、オーステナイト系ステンレス
からなり、表層部の少なくとも一部が、下記の（Ａ），
（Ｂ）を備えた窒化硬化層で構成されていることを特徴
とするステンレス窒化品。 （Ａ） 結晶質のクロム窒化物を実質的に含有していな
い。 （Ｂ） 母相であるオーステナイト相に１．５重量％以
上１２．５重量％未満のＮ原子が含有されている。 - 【請求項２】 オーステナイト系ステンレスが、クロム
を２２重量％以上含有している請求項１記載のステンレ
ス窒化品。 - 【請求項３】 オーステナイト系ステンレスが、モリブ
デンを１．５重量％以上含有している請求項１または２
記載のステンレス窒化品。 - 【請求項４】 構成要素（Ｂ）のみが、下記のように制
限されている請求項１記載のステンレス窒化品。 （Ｂ） 母相であるオーステナイト相に１．５重量％以
上７．５重量％未満のＮ原子が含有されている。
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- 1993-03-01 JP JP04023493A patent/JP3174422B2/ja not_active Expired - Fee Related
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