JP3213254B2 - 高耐蝕性金属製品およびその製法 - Google Patents
高耐蝕性金属製品およびその製法Info
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C23C8/40—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 liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions
- C23C8/42—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 liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions only one element being applied
- C23C8/48—Nitriding
- C23C8/50—Nitriding of ferrous surfaces
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、機械的性質と、高
度の耐蝕性を有する高耐蝕性金属製品およびその製法に
関するものである。
度の耐蝕性を有する高耐蝕性金属製品およびその製法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、耐蝕性が重視される分野に使
用されるオーステナイト系ステンレスは、鉄を基材とし
てクロムを１８重量％，ニッケルを８重量％含有させた
基本組成のものであり、一般に「１８−８ステンレス」
と呼ばれているものである。また、この１８−８ステン
レスに、１〜３重量％のモリブデンを含有させたオース
テナイト系ステンレスも汎用鋼種として多用されてい
る。
用されるオーステナイト系ステンレスは、鉄を基材とし
てクロムを１８重量％，ニッケルを８重量％含有させた
基本組成のものであり、一般に「１８−８ステンレス」
と呼ばれているものである。また、この１８−８ステン
レスに、１〜３重量％のモリブデンを含有させたオース
テナイト系ステンレスも汎用鋼種として多用されてい
る。
【０００３】これらの汎用型のオーステナイト系ステン
レスとしては、ＪＩＳにおいて、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ
３１６等、用途や特性に合わせて多くの鋼種が規格化さ
れている。これらのなかでもＳＵＳ３０４は、最も多用
される代表的な汎用鋼種であるが、使用される環境によ
っては耐蝕性が不充分な場合がある。例えば、有機，無
機の酸や塩類，薬品類，海水，ハロゲンガス，ＳＯ2 等
による強い腐食性環境下では、上記ＳＵＳ３０４等の１
８−８ステンレスを用いた金属製品では腐食されてしま
い、安定した使用ができない。そこで、上記のような腐
食性環境下においては、上記基本組成の１８−８ステン
レスにモリブデンを３〜７重量％まで多量に含有させた
高耐蝕性向ステンレス鋼が用いられることがある。つま
り、これら高耐蝕性向ステンレス鋼は、モリブデンの添
加により、ステンレスの耐蝕性機能の源である不働態皮
膜が強化されるものと考えられ、海水や硫酸等の腐食性
環境用としては、モリブデンを５〜７重量％まで含有さ
せた鋼種も開発されている。ところが、上記モリブデン
はフェライト安定化元素であり、多量に添加すると、オ
ーステナイト系ステンレスのオーステナイト相を安定化
させるために、オーステナイト安定化元素であるニッケ
ルや銅，窒素（Ｎ）等を多量に添加させなければならな
い。さらに、上記のような強い腐食性環境下では、オー
ステナイト系ステンレス以外の金属材料として、２６Ｃ
ｒ−４Ｍｏ，２９Ｃｒ−４Ｍｏ−２Ｎｉ等の高クロム含
有フェライト系ステンレスや、ハステロイ，モネル等の
ニッケル基合金材料やチタン合金材料が用いられたり、
あるいは、プラスチック材料，セラミック材料等の非金
属材料等が用いられている。
レスとしては、ＪＩＳにおいて、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ
３１６等、用途や特性に合わせて多くの鋼種が規格化さ
れている。これらのなかでもＳＵＳ３０４は、最も多用
される代表的な汎用鋼種であるが、使用される環境によ
っては耐蝕性が不充分な場合がある。例えば、有機，無
機の酸や塩類，薬品類，海水，ハロゲンガス，ＳＯ2 等
による強い腐食性環境下では、上記ＳＵＳ３０４等の１
８−８ステンレスを用いた金属製品では腐食されてしま
い、安定した使用ができない。そこで、上記のような腐
食性環境下においては、上記基本組成の１８−８ステン
レスにモリブデンを３〜７重量％まで多量に含有させた
高耐蝕性向ステンレス鋼が用いられることがある。つま
り、これら高耐蝕性向ステンレス鋼は、モリブデンの添
加により、ステンレスの耐蝕性機能の源である不働態皮
膜が強化されるものと考えられ、海水や硫酸等の腐食性
環境用としては、モリブデンを５〜７重量％まで含有さ
せた鋼種も開発されている。ところが、上記モリブデン
はフェライト安定化元素であり、多量に添加すると、オ
ーステナイト系ステンレスのオーステナイト相を安定化
させるために、オーステナイト安定化元素であるニッケ
ルや銅，窒素（Ｎ）等を多量に添加させなければならな
い。さらに、上記のような強い腐食性環境下では、オー
ステナイト系ステンレス以外の金属材料として、２６Ｃ
ｒ−４Ｍｏ，２９Ｃｒ−４Ｍｏ−２Ｎｉ等の高クロム含
有フェライト系ステンレスや、ハステロイ，モネル等の
ニッケル基合金材料やチタン合金材料が用いられたり、
あるいは、プラスチック材料，セラミック材料等の非金
属材料等が用いられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記高
耐蝕性向ステンレス鋼は、添加元素が増加することから
くる原料コストや製鋼コストが高くなるだけでなく、市
場流通性も低いことから、材料自体が高価なものにな
る。しかも、難加工性で溶接性も悪いことから量産性に
も劣り、成形加工，溶接等の加工コストも高くなり、上
記高耐蝕性向ステンレス鋼を原料とした金属製品は、上
記ＳＵＳ３０４等の汎用鋼種を使用したものと比べては
るかに割高となる。また、ニッケル基合金材料やチタン
合金材料では、上記高耐蝕性向ステンレスよりもさらに
材料コスト，加工コストが高くなる。また、樹脂材料，
セラミック材料等の非金属材料を用いる場合には、機械
的強度等の信頼性の面で金属材料に劣り，適用範囲が限
定されているのが現状である。
耐蝕性向ステンレス鋼は、添加元素が増加することから
くる原料コストや製鋼コストが高くなるだけでなく、市
場流通性も低いことから、材料自体が高価なものにな
る。しかも、難加工性で溶接性も悪いことから量産性に
も劣り、成形加工，溶接等の加工コストも高くなり、上
記高耐蝕性向ステンレス鋼を原料とした金属製品は、上
記ＳＵＳ３０４等の汎用鋼種を使用したものと比べては
るかに割高となる。また、ニッケル基合金材料やチタン
合金材料では、上記高耐蝕性向ステンレスよりもさらに
材料コスト，加工コストが高くなる。また、樹脂材料，
セラミック材料等の非金属材料を用いる場合には、機械
的強度等の信頼性の面で金属材料に劣り，適用範囲が限
定されているのが現状である。
【０００５】本発明は、このような事情に鑑みなされた
もので、基本組成に近い安価な汎用型のステンレスを使
用し、その表面に炭素の濃化層を形成させることによ
り、酸，海水，薬品等に対して優れた耐蝕性を有し、し
かも安価な、高耐蝕性金属製品およびその製法の提供を
その目的とする。
もので、基本組成に近い安価な汎用型のステンレスを使
用し、その表面に炭素の濃化層を形成させることによ
り、酸，海水，薬品等に対して優れた耐蝕性を有し、し
かも安価な、高耐蝕性金属製品およびその製法の提供を
その目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
め、本発明の高耐蝕性金属製品は、母材が、オーステナ
イト相を呈するオーステナイト系ステンレスからなり、
表面に不働態皮膜が形成され、かつ、この不働態皮膜表
面から５〜５０μｍの深さの表面層が、炭素原子の浸透
によって、炭素の濃化層に形成されたことを第１の要旨
とする。
め、本発明の高耐蝕性金属製品は、母材が、オーステナ
イト相を呈するオーステナイト系ステンレスからなり、
表面に不働態皮膜が形成され、かつ、この不働態皮膜表
面から５〜５０μｍの深さの表面層が、炭素原子の浸透
によって、炭素の濃化層に形成されたことを第１の要旨
とする。
【０００７】また、本発明の高耐蝕性金属製品の製法
は、母材がオーステナイト相を呈するオーステナイト系
ステンレス製品を、フッ素系ガス雰囲気下で加熱状態で
保持し、ついで、４００℃〜５００℃の温度で炭素原子
の浸透処理を行い、表面から５〜５０μｍの深さの表面
層に炭素の濃化層を形成し、ついで、最表面層を除去す
る仕上げ処理を行い、この仕上げ処理ののち不働態皮膜
形成処理を行い、上記高耐蝕性金属製品を得ることを第
２の要旨とする。
は、母材がオーステナイト相を呈するオーステナイト系
ステンレス製品を、フッ素系ガス雰囲気下で加熱状態で
保持し、ついで、４００℃〜５００℃の温度で炭素原子
の浸透処理を行い、表面から５〜５０μｍの深さの表面
層に炭素の濃化層を形成し、ついで、最表面層を除去す
る仕上げ処理を行い、この仕上げ処理ののち不働態皮膜
形成処理を行い、上記高耐蝕性金属製品を得ることを第
２の要旨とする。
【０００８】本発明者らは、強い腐食性環境下での使用
に耐える安価な金属製品を得ることを目的として一連の
研究を重ねる過程で、汎用されている安価なオーステナ
イト系ステンレスに対して表面処理を施すことにより、
その耐蝕性をさらに向上させることができるのではない
かと想起し、オーステナイト系ステンレスに対する表面
処理に関して種々実験を繰り返した。その結果、オース
テナイト系ステンレスを母材とした金属製品を、４００
〜５００℃に加熱した状態で外部から炭素を拡散浸透さ
せ、表面に炭素の濃化層を形成させることにより、この
濃化層が、母材であるオーステナイト系ステンレスより
もはるかに良好な耐蝕性を示し、これによって得られた
金属製品が強い腐食環境下においても安定して使用でき
るようになることを突き止め、本発明に到達した。
に耐える安価な金属製品を得ることを目的として一連の
研究を重ねる過程で、汎用されている安価なオーステナ
イト系ステンレスに対して表面処理を施すことにより、
その耐蝕性をさらに向上させることができるのではない
かと想起し、オーステナイト系ステンレスに対する表面
処理に関して種々実験を繰り返した。その結果、オース
テナイト系ステンレスを母材とした金属製品を、４００
〜５００℃に加熱した状態で外部から炭素を拡散浸透さ
せ、表面に炭素の濃化層を形成させることにより、この
濃化層が、母材であるオーステナイト系ステンレスより
もはるかに良好な耐蝕性を示し、これによって得られた
金属製品が強い腐食環境下においても安定して使用でき
るようになることを突き止め、本発明に到達した。
【０００９】すなわち、本発明は、オーステナイト系ス
テンレスがオーステナイト相を呈するうえで最小限のニ
ッケル，クロムあるいはモリブデンを含有する基本組成
の安価な汎用型ステンレスを使用し、この汎用型ステン
レスを加工して得られた金属製品の表面に炭素を浸透さ
せたものであり、これにより、厳しい腐食環境下であっ
ても良好な耐蝕性を発揮し、しかも汎用鋼種を用いるこ
とから安価な金属製品が得られるのである。
テンレスがオーステナイト相を呈するうえで最小限のニ
ッケル，クロムあるいはモリブデンを含有する基本組成
の安価な汎用型ステンレスを使用し、この汎用型ステン
レスを加工して得られた金属製品の表面に炭素を浸透さ
せたものであり、これにより、厳しい腐食環境下であっ
ても良好な耐蝕性を発揮し、しかも汎用鋼種を用いるこ
とから安価な金属製品が得られるのである。
【００１０】
【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。
いて詳しく説明する。
【００１１】本発明は、汎用型のオーステナイト系ステ
ンレスを利用し、このオーステナイト系ステンレスが所
定の製品形状に加工され、その状態で母材がオーステナ
イト相を呈する金属製品に対して、表面処理により炭素
を浸透させ、表面の不働態皮膜直下の表面層に炭素の濃
化層を形成させたものである。
ンレスを利用し、このオーステナイト系ステンレスが所
定の製品形状に加工され、その状態で母材がオーステナ
イト相を呈する金属製品に対して、表面処理により炭素
を浸透させ、表面の不働態皮膜直下の表面層に炭素の濃
化層を形成させたものである。
【００１２】本発明で使用するオーステナイト系ステン
レスとしては、オーステナイト相を呈したステンレスで
あれば、特に限定されるものではなく、例えば、ＪＩＳ
に規定されるＳＵＳ３０２，ＳＵＳ３０２Ｅ，ＳＵＳ２
０２，ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ２０１，ＳＵＳ３０１Ｊ
１，ＳＵＳ６３１，ＳＵＳ６３２，ＳＵＳ３０３，ＳＵ
Ｓ３０３Ｓｅ，ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３０４Ｌ，ＳＵＳ
３０４ＬＮ，ＳＵＳ３２１，ＳＵＳ３４７，ＳＵＳ３０
４Ｎ１，ＳＵＳ３０４Ｎ２，ＳＵＳ３１６，ＳＵＳ３１
６Ｎ，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３１６ＬＮ，ＳＵＳ３１
７，ＳＵＳ３１７Ｌ，ＳＵＳ３１７Ｊ１，ＳＵＳ３１６
Ｊ１，ＳＵＳ３１６Ｊ１Ｌ，ＳＵＳ３０５，ＳＵＳ３０
５Ｊ１，ＳＵＳ３８４，ＳＵＳ３８５，ＳＵＳ３０９，
ＳＵＳ３０９Ｓ，ＳＵＳ３１０，ＳＵＳ３１０Ｓ，ＳＵ
Ｓ３３０，ＳＵＳ３０２Ｂ，ＸＭ１５Ｊ１，ＳＵＳ３０
８，ＳＵＳ３０８Ｌ等各種のものが用いられる。
レスとしては、オーステナイト相を呈したステンレスで
あれば、特に限定されるものではなく、例えば、ＪＩＳ
に規定されるＳＵＳ３０２，ＳＵＳ３０２Ｅ，ＳＵＳ２
０２，ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ２０１，ＳＵＳ３０１Ｊ
１，ＳＵＳ６３１，ＳＵＳ６３２，ＳＵＳ３０３，ＳＵ
Ｓ３０３Ｓｅ，ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３０４Ｌ，ＳＵＳ
３０４ＬＮ，ＳＵＳ３２１，ＳＵＳ３４７，ＳＵＳ３０
４Ｎ１，ＳＵＳ３０４Ｎ２，ＳＵＳ３１６，ＳＵＳ３１
６Ｎ，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３１６ＬＮ，ＳＵＳ３１
７，ＳＵＳ３１７Ｌ，ＳＵＳ３１７Ｊ１，ＳＵＳ３１６
Ｊ１，ＳＵＳ３１６Ｊ１Ｌ，ＳＵＳ３０５，ＳＵＳ３０
５Ｊ１，ＳＵＳ３８４，ＳＵＳ３８５，ＳＵＳ３０９，
ＳＵＳ３０９Ｓ，ＳＵＳ３１０，ＳＵＳ３１０Ｓ，ＳＵ
Ｓ３３０，ＳＵＳ３０２Ｂ，ＸＭ１５Ｊ１，ＳＵＳ３０
８，ＳＵＳ３０８Ｌ等各種のものが用いられる。
【００１３】これらのなかでも、ＳＵＳ３０１系やＳＵ
Ｓ３０４は、固溶化状態ではオーステナイト相を呈する
が、冷間加工が進むに従って、フェライトが生成しやす
くなり、耐蝕性が劣化する場合がある。特に、ＳＵＳ３
０１系はこの傾向が著しい。したがって、ＳＵＳ３０４
系の材料の場合には、ＳＵＳ３０４Ｎ１，ＳＵＳ３０４
Ｎ２等の窒素（Ｎ），マンガン（Ｍｎ），銅（Ｃｕ）等
の元素が添加された鋼種の方が適している。ただし、Ｓ
ＵＳ３０４であっても、加工程度の低いものは、フェラ
イトの生成がないため、本発明に好適に用いられる。ま
た、モリブデンを含有するＳＵＳ３１６は、もともと耐
蝕性の向上を主眼におかれたもので母材自体の耐蝕性も
ＳＵＳ３０４よりは良く、しかも比較的オーステナイト
相が安定であるため、本発明に好適に用いられる。
Ｓ３０４は、固溶化状態ではオーステナイト相を呈する
が、冷間加工が進むに従って、フェライトが生成しやす
くなり、耐蝕性が劣化する場合がある。特に、ＳＵＳ３
０１系はこの傾向が著しい。したがって、ＳＵＳ３０４
系の材料の場合には、ＳＵＳ３０４Ｎ１，ＳＵＳ３０４
Ｎ２等の窒素（Ｎ），マンガン（Ｍｎ），銅（Ｃｕ）等
の元素が添加された鋼種の方が適している。ただし、Ｓ
ＵＳ３０４であっても、加工程度の低いものは、フェラ
イトの生成がないため、本発明に好適に用いられる。ま
た、モリブデンを含有するＳＵＳ３１６は、もともと耐
蝕性の向上を主眼におかれたもので母材自体の耐蝕性も
ＳＵＳ３０４よりは良く、しかも比較的オーステナイト
相が安定であるため、本発明に好適に用いられる。
【００１４】すなわち、本発明で使用するオーステナイ
ト系ステンレスとしては、最小限のニッケル，クロム，
モリブデンを含有し、常温においてフェライトの生成が
なく完全にオーステナイト相を呈していればよい。ま
た、常温での加工によってもフェライトの生成がない安
定型のオーステナイト系ステンレスであれば、より好ま
しい。また、加工によってフェライトが析出したオース
テナイト系ステンレスであっても、固溶化処理等によ
り、完全にオーステナイト相を呈するようにすれば、本
発明の母材として使用することができる。
ト系ステンレスとしては、最小限のニッケル，クロム，
モリブデンを含有し、常温においてフェライトの生成が
なく完全にオーステナイト相を呈していればよい。ま
た、常温での加工によってもフェライトの生成がない安
定型のオーステナイト系ステンレスであれば、より好ま
しい。また、加工によってフェライトが析出したオース
テナイト系ステンレスであっても、固溶化処理等によ
り、完全にオーステナイト相を呈するようにすれば、本
発明の母材として使用することができる。
【００１５】本発明は、上記オーステナイト相を呈する
オーステナイト系ステンレスを母材とし、所望の製品形
状に加工したのち、炭素を浸透させて炭素の濃化層を形
成させる。
オーステナイト系ステンレスを母材とし、所望の製品形
状に加工したのち、炭素を浸透させて炭素の濃化層を形
成させる。
【００１６】上記炭素の濃化層は、製品の表面から、５
〜５０μｍの厚さに設定するのが好ましく、２０〜３０
μｍであれば一層好ましい。すなわち、５μｍ未満では
良好な耐蝕性を得るのに不充分であり、５０μｍを超え
ると、処理時間が長くなってコスト的に不利になるから
である。
〜５０μｍの厚さに設定するのが好ましく、２０〜３０
μｍであれば一層好ましい。すなわち、５μｍ未満では
良好な耐蝕性を得るのに不充分であり、５０μｍを超え
ると、処理時間が長くなってコスト的に不利になるから
である。
【００１７】上記濃化層において、浸透した炭素原子
は、母材であるオーステナイト系ステンレス（面心立方
格子である）の組織中で、上記面心立方格子の隙間に侵
入型に固溶している。すなわち、本発明においては、上
記炭素原子は、母材中のクロムや鉄と化合して鉄炭化物
やクロム炭化物を生成することがない。したがって、上
記濃化層は、炭素原子が侵入固溶したオーステナイト相
を保っているのである。上記濃化層により、オーステナ
イト系ステンレスの耐蝕性が格段に向上するものと考え
られる。
は、母材であるオーステナイト系ステンレス（面心立方
格子である）の組織中で、上記面心立方格子の隙間に侵
入型に固溶している。すなわち、本発明においては、上
記炭素原子は、母材中のクロムや鉄と化合して鉄炭化物
やクロム炭化物を生成することがない。したがって、上
記濃化層は、炭素原子が侵入固溶したオーステナイト相
を保っているのである。上記濃化層により、オーステナ
イト系ステンレスの耐蝕性が格段に向上するものと考え
られる。
【００１８】上記のようなクロム炭化物粒子が存在しな
いオーステナイト相とは、金属材料の結晶構造解析に一
般的に使用されるＸ線回折計（Ｘ−Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒ
ａｃｔｉｏｎ ｍｅｔｅｒ）によって、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃ
ｒ7 Ｃ3 ，Ｃｒ3 Ｃ2 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＝３．５９
Å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、Ｃｒ
7 Ｃ3 は、三方晶で格子定数がａ＝１４．０Å，ｃ＝
４．５３Åであり、Ｃｒ3 Ｃ2 は、斜方晶で格子定数が
ａ＝５．５３Å，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、浸透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、本発明における炭素の濃化層は、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。
いオーステナイト相とは、金属材料の結晶構造解析に一
般的に使用されるＸ線回折計（Ｘ−Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒ
ａｃｔｉｏｎ ｍｅｔｅｒ）によって、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃ
ｒ7 Ｃ3 ，Ｃｒ3 Ｃ2 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＝３．５９
Å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、Ｃｒ
7 Ｃ3 は、三方晶で格子定数がａ＝１４．０Å，ｃ＝
４．５３Åであり、Ｃｒ3 Ｃ2 は、斜方晶で格子定数が
ａ＝５．５３Å，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、浸透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、本発明における炭素の濃化層は、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。
【００１９】従来から、金属表面に上記のような炭素の
濃化層を形成させる場合には、炭素鋼や肌焼鋼を、鋼の
Ａ1 変態点（７２７℃）以上の温度で浸炭性のガス雰囲
気中に保持して炭素を拡散浸透させ、表面から約０．５
〜３ｍｍの深さの浸炭硬化層を形成させる、いわゆる浸
炭処理が行われている。しかしながら、耐蝕性を重視す
るオーステナイト系ステンレスに対しては、上記のよう
な高温で浸炭処理を行うと、耐蝕性がはなはだしく低下
するうえ材料強度も低下することから、行われることは
なかった。このように、オーステナイト系ステンレスに
対して浸炭処理を行うことにより母材の耐蝕性が劣化す
る原因としては、高温で炭素原子を拡散浸透させること
で、母材中のクロムと浸透した炭素が反応し、Ｃｒ23Ｃ
6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 ，Ｃｒ3 Ｃ2 等のクロム炭化物が結晶粒
界や転位等の欠陥部分に析出し、母材中の固溶クロムが
消費され、耐蝕性の向上に寄与する固溶クロム濃度が大
幅に低下するためと考えられている。
濃化層を形成させる場合には、炭素鋼や肌焼鋼を、鋼の
Ａ1 変態点（７２７℃）以上の温度で浸炭性のガス雰囲
気中に保持して炭素を拡散浸透させ、表面から約０．５
〜３ｍｍの深さの浸炭硬化層を形成させる、いわゆる浸
炭処理が行われている。しかしながら、耐蝕性を重視す
るオーステナイト系ステンレスに対しては、上記のよう
な高温で浸炭処理を行うと、耐蝕性がはなはだしく低下
するうえ材料強度も低下することから、行われることは
なかった。このように、オーステナイト系ステンレスに
対して浸炭処理を行うことにより母材の耐蝕性が劣化す
る原因としては、高温で炭素原子を拡散浸透させること
で、母材中のクロムと浸透した炭素が反応し、Ｃｒ23Ｃ
6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 ，Ｃｒ3 Ｃ2 等のクロム炭化物が結晶粒
界や転位等の欠陥部分に析出し、母材中の固溶クロムが
消費され、耐蝕性の向上に寄与する固溶クロム濃度が大
幅に低下するためと考えられている。
【００２０】これに対し、本発明では、炭素を浸透させ
る際の温度が４００〜５００℃と、上記一般の浸炭温度
領域よりはるかに低いことから、炭素濃化層は、結晶質
のクロム炭化物が形成されることがなく、クロム炭化物
が存在しないオーステナイト相から形成されるため、固
溶クロムが炭化物の生成に消費されず、耐蝕性が低下す
ることがない。それだけでなく、本発明の高耐蝕性金属
製品の炭素の濃化層は、母材であるオーステナイト系ス
テンレスよりも格段に優れた耐蝕性を発揮するのであ
る。
る際の温度が４００〜５００℃と、上記一般の浸炭温度
領域よりはるかに低いことから、炭素濃化層は、結晶質
のクロム炭化物が形成されることがなく、クロム炭化物
が存在しないオーステナイト相から形成されるため、固
溶クロムが炭化物の生成に消費されず、耐蝕性が低下す
ることがない。それだけでなく、本発明の高耐蝕性金属
製品の炭素の濃化層は、母材であるオーステナイト系ス
テンレスよりも格段に優れた耐蝕性を発揮するのであ
る。
【００２１】このように、本発明の高耐蝕性金属製品の
炭素の濃化層が、母材であるオーステナイト系ステンレ
スよりも優れた耐蝕性を示す理由については、現状では
明確ではないが、つぎの二つの理由によるものと推測さ
れる。すなわち、まず第一に、炭素が高濃度に固溶した
ことによって、最表面に形成される不働態皮膜直下の金
属組織の均等化が進み、不働態皮膜の不働態化機能を強
化させたものと推測される。そして、第二に、表層部に
高濃度のＣバンドが形成されているため、金属イオンの
拡散バリヤーが形成されているものと推測される。
炭素の濃化層が、母材であるオーステナイト系ステンレ
スよりも優れた耐蝕性を示す理由については、現状では
明確ではないが、つぎの二つの理由によるものと推測さ
れる。すなわち、まず第一に、炭素が高濃度に固溶した
ことによって、最表面に形成される不働態皮膜直下の金
属組織の均等化が進み、不働態皮膜の不働態化機能を強
化させたものと推測される。そして、第二に、表層部に
高濃度のＣバンドが形成されているため、金属イオンの
拡散バリヤーが形成されているものと推測される。
【００２２】ここで、本発明において不働態皮膜とは、
ステンレス鋼の最表面に形成される、酸化クロム（Ｃｒ
2 Ｏ3 ）を主体とする金属酸化物で形成された薄い表面
層をいう。
ステンレス鋼の最表面に形成される、酸化クロム（Ｃｒ
2 Ｏ3 ）を主体とする金属酸化物で形成された薄い表面
層をいう。
【００２３】上記炭素の濃化層における炭素濃度は、Ｅ
ＰＭＡによる線分析および面分析によって測定すること
ができる。図９〜図１１に、ＳＵＳ３１６材を４８０℃
で１６時間炭素原子の浸透処理したもの（ａ），４５０
℃で浸透処理後酸洗処理したもの（ｂ）、および６００
℃で浸炭処理したもの（ｃ）の濃化層中の炭素濃度のＥ
ＰＭＡ分析結果を示す。本発明における代表的な温度範
囲である４８０℃で浸透処理したもの（ａ）〔図９〕お
よび４５０℃で浸透処理したもの（ｂ）〔図１０〕で
は、最大炭素濃度は、１．８〜２．０重量％にも達して
いる。これに対し、６００℃で浸炭処理したもの（ｃ）
〔図１１〕においては、最大炭素濃度が１．０３重量％
程度と低い（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、濃化層の炭素濃度が
非常に高いことが特徴であり、高硬度の濃化層が形成さ
れる一因となっている。なお、本発明において、形成さ
れる濃化層において、炭素濃度が最大になるところは、
図９〜図１１のＥＰＭＡ分析結果からも明らかなように
最表面である。
ＰＭＡによる線分析および面分析によって測定すること
ができる。図９〜図１１に、ＳＵＳ３１６材を４８０℃
で１６時間炭素原子の浸透処理したもの（ａ），４５０
℃で浸透処理後酸洗処理したもの（ｂ）、および６００
℃で浸炭処理したもの（ｃ）の濃化層中の炭素濃度のＥ
ＰＭＡ分析結果を示す。本発明における代表的な温度範
囲である４８０℃で浸透処理したもの（ａ）〔図９〕お
よび４５０℃で浸透処理したもの（ｂ）〔図１０〕で
は、最大炭素濃度は、１．８〜２．０重量％にも達して
いる。これに対し、６００℃で浸炭処理したもの（ｃ）
〔図１１〕においては、最大炭素濃度が１．０３重量％
程度と低い（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、濃化層の炭素濃度が
非常に高いことが特徴であり、高硬度の濃化層が形成さ
れる一因となっている。なお、本発明において、形成さ
れる濃化層において、炭素濃度が最大になるところは、
図９〜図１１のＥＰＭＡ分析結果からも明らかなように
最表面である。
【００２４】この表面の最大炭素濃度は、浸透処理の際
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濃化層では、最大
で１．２〜２．６重量％に達することがわかっている。
この数値は、１１００℃における純鉄のオーステナイト
相への炭素の固溶限度である１．７重量％よりも高い数
値を示している。なお、一般に、クロムを多量に含有す
るステンレスを６００℃以上で浸炭した場合に形成され
る浸炭層中の炭素濃度も、最大１．５％以上になる場合
があるが、この場合の炭素は、全て上述のＣｒ23Ｃ6 等
の炭化物として析出し、本発明の場合のようにオーステ
ナイト相の格子中に固溶した状態ではほとんど存在しな
いことが文献的に知られている。一例として、本発明者
らがＳＵＳ３１６ステンレス材に６００℃で浸炭処理し
たときのＸ線回折データと、このときの格子定数を図８
に示す。図から明らかなように、６００℃で浸炭処理し
たステンレス材には、Ｃｒ23Ｃ6 のピークが現れている
ことがわかる。
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濃化層では、最大
で１．２〜２．６重量％に達することがわかっている。
この数値は、１１００℃における純鉄のオーステナイト
相への炭素の固溶限度である１．７重量％よりも高い数
値を示している。なお、一般に、クロムを多量に含有す
るステンレスを６００℃以上で浸炭した場合に形成され
る浸炭層中の炭素濃度も、最大１．５％以上になる場合
があるが、この場合の炭素は、全て上述のＣｒ23Ｃ6 等
の炭化物として析出し、本発明の場合のようにオーステ
ナイト相の格子中に固溶した状態ではほとんど存在しな
いことが文献的に知られている。一例として、本発明者
らがＳＵＳ３１６ステンレス材に６００℃で浸炭処理し
たときのＸ線回折データと、このときの格子定数を図８
に示す。図から明らかなように、６００℃で浸炭処理し
たステンレス材には、Ｃｒ23Ｃ6 のピークが現れている
ことがわかる。
【００２５】つぎに、オーステナイト系ステンレスから
なる金属製品の表面に上述のような炭素の濃化層を形成
させ、本発明の高耐蝕性金属製品を製造する方法につい
て説明する。
なる金属製品の表面に上述のような炭素の濃化層を形成
させ、本発明の高耐蝕性金属製品を製造する方法につい
て説明する。
【００２６】本発明の高耐蝕性金属製品は、例えば、図
１に示すマッフル炉で炭素原子を浸透させることが行わ
れる。図１において、１はマッフル炉、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。
１に示すマッフル炉で炭素原子を浸透させることが行わ
れる。図１において、１はマッフル炉、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。
【００２７】上記マッフル炉１内において、オーステナ
イト系ステンレスから形成された金属製品に炭素の濃化
層を形成させる場合には、まずフッ化処理を行い、つい
で炭素原子の浸透処理を行うのである。すなわち、上記
マッフル炉１内に、オーステナイト系ステンレス製品１
０を入れ、ボンベ１６を流路に接続し、ＮＦ3 等のフッ
素系ガスを上記マッフル炉１内に導入して加熱しながら
フッ化処理を行う。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
路に接続しマッフル炉１内に浸炭性ガスを導入して加熱
し、炭素の浸透処理を行う。そののち、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
一連の作業により母材のオーステナイト相に炭素原子が
浸透し、炭素の濃化層が形成されるのである。
イト系ステンレスから形成された金属製品に炭素の濃化
層を形成させる場合には、まずフッ化処理を行い、つい
で炭素原子の浸透処理を行うのである。すなわち、上記
マッフル炉１内に、オーステナイト系ステンレス製品１
０を入れ、ボンベ１６を流路に接続し、ＮＦ3 等のフッ
素系ガスを上記マッフル炉１内に導入して加熱しながら
フッ化処理を行う。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
路に接続しマッフル炉１内に浸炭性ガスを導入して加熱
し、炭素の浸透処理を行う。そののち、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
一連の作業により母材のオーステナイト相に炭素原子が
浸透し、炭素の濃化層が形成されるのである。
【００２８】より詳しく説明すると、まず、オーステナ
イト系ステンレスを所望の製品形状に成形し、このオー
ステナイト系ステンレス製品を上記マッフル炉１に装入
し、窒素雰囲気下で３００〜４００℃に加熱する。その
後、ＮＦ3 等のフッ素系ガスを炉内に導入し、その状態
で１０〜３０分間保持してオーステナイト系ステンレス
製品の表面をフッ化させ、表面の不働態皮膜を一旦破壊
して製品表面を活性化させる（以上、フッ化処理）。こ
のように、オーステナイト系ステンレス製品をフッ素系
ガス雰囲気下で処理することにより、オーステナイト系
ステンレス製品の表面に形成された、Ｃｒ2 Ｏ3 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、炭素原子の浸透を容易にすると予
想され、オーステナイト系ステンレスの表面は、上記フ
ッ化処理によって炭素原子の浸透の容易な表面状態にな
るものと推測される。
イト系ステンレスを所望の製品形状に成形し、このオー
ステナイト系ステンレス製品を上記マッフル炉１に装入
し、窒素雰囲気下で３００〜４００℃に加熱する。その
後、ＮＦ3 等のフッ素系ガスを炉内に導入し、その状態
で１０〜３０分間保持してオーステナイト系ステンレス
製品の表面をフッ化させ、表面の不働態皮膜を一旦破壊
して製品表面を活性化させる（以上、フッ化処理）。こ
のように、オーステナイト系ステンレス製品をフッ素系
ガス雰囲気下で処理することにより、オーステナイト系
ステンレス製品の表面に形成された、Ｃｒ2 Ｏ3 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、炭素原子の浸透を容易にすると予
想され、オーステナイト系ステンレスの表面は、上記フ
ッ化処理によって炭素原子の浸透の容易な表面状態にな
るものと推測される。
【００２９】上記フッ化処理に用いられるフッ素系ガス
としては、上記ＮＦ3 に限定されず、Ｆ2 ，ＨＦ，ＢＦ
3 ，ＣＦ4 ，ＳＦ6 ，ＣｌＦ3 ，Ｃ2 Ｆ6 ，ＷＦ6 ，Ｃ
ＨＦ3 ，ＳｉＦ4等からなるフッ素化合物ガスがあげら
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、１００００〜１０００００ｐｐｍであり、好まし
くは２００００〜７００００ｐｐｍ、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上述したＮＦ3 で
ある。この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とから、安全性，操作
性，使用効率等の点で有利だからである。
としては、上記ＮＦ3 に限定されず、Ｆ2 ，ＨＦ，ＢＦ
3 ，ＣＦ4 ，ＳＦ6 ，ＣｌＦ3 ，Ｃ2 Ｆ6 ，ＷＦ6 ，Ｃ
ＨＦ3 ，ＳｉＦ4等からなるフッ素化合物ガスがあげら
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、１００００〜１０００００ｐｐｍであり、好まし
くは２００００〜７００００ｐｐｍ、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上述したＮＦ3 で
ある。この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とから、安全性，操作
性，使用効率等の点で有利だからである。
【００３０】フッ化処理温度は、３００〜４００℃が最
適であるが、フッ素系ガスの使用効率が多少悪化するこ
とを考慮に入れなければ、４００〜５００℃であっても
特に不都合はない。
適であるが、フッ素系ガスの使用効率が多少悪化するこ
とを考慮に入れなければ、４００〜５００℃であっても
特に不都合はない。
【００３１】ついで、上記フッ化処理ののち、フッ素系
ガスを止め、さらに４５０〜４８０℃まで炉内を昇温
し、浸炭性ガス（例えば、ＣＯ：２０体積％，Ｈ2 ：３
０体積％，ＣＯ2 ：１体積％，残部：Ｎ2 混合ガス）を
吹き込み、３〜２０時間保持したのち、炉から取り出す
（以上、炭素の浸透処理）。この浸透処理温度が、５０
０℃を超えると、浸透処理によって形成される炭素の濃
化層の耐蝕性が、母材であるオーステナイト系ステンレ
ス材よりも低下し、さらに温度が上がると、急激に耐蝕
性が劣化する。したがって、５００℃以下、好ましくは
４００〜４８０℃の温度範囲で処理することが必要であ
る。なお、４００℃未満では、炭素の拡散速度が遅くな
るので、処理時間が非常に長くかかり、コスト面等で好
ましくない。
ガスを止め、さらに４５０〜４８０℃まで炉内を昇温
し、浸炭性ガス（例えば、ＣＯ：２０体積％，Ｈ2 ：３
０体積％，ＣＯ2 ：１体積％，残部：Ｎ2 混合ガス）を
吹き込み、３〜２０時間保持したのち、炉から取り出す
（以上、炭素の浸透処理）。この浸透処理温度が、５０
０℃を超えると、浸透処理によって形成される炭素の濃
化層の耐蝕性が、母材であるオーステナイト系ステンレ
ス材よりも低下し、さらに温度が上がると、急激に耐蝕
性が劣化する。したがって、５００℃以下、好ましくは
４００〜４８０℃の温度範囲で処理することが必要であ
る。なお、４００℃未満では、炭素の拡散速度が遅くな
るので、処理時間が非常に長くかかり、コスト面等で好
ましくない。
【００３２】上記浸透処理に用いる浸炭性ガスとして
は、ＣＯ，Ｈ2 を含む浸炭性のガスであれば特に限定さ
れるものではなく、ＣＯ＋Ｈ2 ＋ＣＯ2 混合ガスや、炭
化水素ガスに空気を混合して変成した、いわゆるＲＸガ
ス〔ＲＸガスの成分は、例えば、ＣＯ：２３体積％＋Ｃ
Ｏ2 ：１体積％＋Ｈ2 ：３１体積％＋Ｈ2 Ｏ：１体積％
＋残部：Ｎ2 〕等でもよい。また、適宜、Ｃ3 Ｈ8 ，Ｃ
3 Ｈ6 ，Ｃ2 Ｈ4 等の炭化水素ガスを使用してもよい。
は、ＣＯ，Ｈ2 を含む浸炭性のガスであれば特に限定さ
れるものではなく、ＣＯ＋Ｈ2 ＋ＣＯ2 混合ガスや、炭
化水素ガスに空気を混合して変成した、いわゆるＲＸガ
ス〔ＲＸガスの成分は、例えば、ＣＯ：２３体積％＋Ｃ
Ｏ2 ：１体積％＋Ｈ2 ：３１体積％＋Ｈ2 Ｏ：１体積％
＋残部：Ｎ2 〕等でもよい。また、適宜、Ｃ3 Ｈ8 ，Ｃ
3 Ｈ6 ，Ｃ2 Ｈ4 等の炭化水素ガスを使用してもよい。
【００３３】つぎに、上記浸透処理の終了後、５０〜７
０℃に加温したＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液に３０分間浸漬して
酸洗処理する（仕上げ処理）。この酸洗処理により、上
記浸透処理において黒色に変色したオーステナイト系ス
テンレス製品の表面が、ほぼ、母材と同様の光輝性を備
えた外観になるのである。しかも、この酸洗処理を行っ
ても、濃化層の厚さにはほとんど影響がない。ここで、
ＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液の濃度は、ＨＦ：１〜７重量％＋Ｈ
ＮＯ3 ：１０〜２０重量％程度が好ましい。なお、浸透
処理後の酸洗処理としては、ＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液による
浸漬洗浄処理に限るものではなく、ＨＣｌ＋ＨＮＯ3 溶
液や、ＨＮＯ3 溶液，Ｈ2 ＳＯ4 ＋ＨＮＯ3 溶液等を用
いた浸漬洗浄処理でもよい。ここで、ＨＣｌ＋ＨＮＯ3
溶液の濃度は、ＨＣｌ：５〜２０重量％＋ＨＮＯ3 ：１
５〜４０重量％程度が好ましく、ＨＮＯ3 溶液の濃度
は、１０〜３０重量％程度が好ましい。なお、上記酸洗
処理に用いる溶液の液温としては、５０〜７０℃に限ら
ず、７０℃以上でもよいし、５０以下でもよい。また、
仕上げ処理としては、酸洗処理でなくても、機械的研磨
や化学研磨あるいは電解研磨でもよい。この仕上げ処理
ののち大気中に取り出すと、金属製品の表面に再び不働
態皮膜が形成される。
０℃に加温したＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液に３０分間浸漬して
酸洗処理する（仕上げ処理）。この酸洗処理により、上
記浸透処理において黒色に変色したオーステナイト系ス
テンレス製品の表面が、ほぼ、母材と同様の光輝性を備
えた外観になるのである。しかも、この酸洗処理を行っ
ても、濃化層の厚さにはほとんど影響がない。ここで、
ＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液の濃度は、ＨＦ：１〜７重量％＋Ｈ
ＮＯ3 ：１０〜２０重量％程度が好ましい。なお、浸透
処理後の酸洗処理としては、ＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液による
浸漬洗浄処理に限るものではなく、ＨＣｌ＋ＨＮＯ3 溶
液や、ＨＮＯ3 溶液，Ｈ2 ＳＯ4 ＋ＨＮＯ3 溶液等を用
いた浸漬洗浄処理でもよい。ここで、ＨＣｌ＋ＨＮＯ3
溶液の濃度は、ＨＣｌ：５〜２０重量％＋ＨＮＯ3 ：１
５〜４０重量％程度が好ましく、ＨＮＯ3 溶液の濃度
は、１０〜３０重量％程度が好ましい。なお、上記酸洗
処理に用いる溶液の液温としては、５０〜７０℃に限ら
ず、７０℃以上でもよいし、５０以下でもよい。また、
仕上げ処理としては、酸洗処理でなくても、機械的研磨
や化学研磨あるいは電解研磨でもよい。この仕上げ処理
ののち大気中に取り出すと、金属製品の表面に再び不働
態皮膜が形成される。
【００３４】上述のような一連の処理により、表面から
５〜５０μｍの深さの炭素の濃化層が形成されたオース
テナイト系ステンレス製品が得られる。
５〜５０μｍの深さの炭素の濃化層が形成されたオース
テナイト系ステンレス製品が得られる。
【００３５】本発明で、炭素を浸透させる浸透処理温度
は、４００℃〜５００℃であるが、一般の炭素鋼や合金
鋼は、６００℃以下という低温（Ａ1 変態点以下）では
オーステナイトに変態せず、ほとんどがフェライト，パ
ーライト相を呈しているため、炭素はほとんど固溶せ
ず、炭素の浸透も行われない。一方、オーステナイト系
ステンレスでは、上記のような低温でもオーステナイト
相を呈するが、５００℃以下の低温では強固な不働態皮
膜が形成されていて、鋼中への窒素（Ｎ）や炭素（Ｃ）
の拡散浸透が阻止されている。そのうえ、炭素は、窒素
に比べて原子半径が大きく、しかもクロムとの親和力も
小さいことから、窒素に比べて母材中への拡散浸透が困
難である。そのため、オーステナイト系ステンレスであ
っても、５００℃以下の低温では、通常は、やはり浸炭
は行われない。また、上記のような低温では、浸炭性ガ
スとして使用するＣＯ＋Ｈ2 ＋ＣＯ2 混合ガスやＣＯ＋
ＣＯ2 混合ガス等に含まれるＣＯが、（２ＣＯ→ＣＯ2
＋Ｃ）のいわゆるブードア反応を生じ、炉内に炭素が析
出して炉壁等が汚染されるという問題がある。これらの
ような理由から、上記のような低温での炭素の浸透処理
は全く行われていなかった。本発明では、このような技
術常識を破り、上述のようなフッ素系ガスを使用した前
処理を行うことによってオーステナイト系ステンレス製
品の表面を活性化させ、炭素の濃化層が形成された金属
製品を製造することに成功したのである。
は、４００℃〜５００℃であるが、一般の炭素鋼や合金
鋼は、６００℃以下という低温（Ａ1 変態点以下）では
オーステナイトに変態せず、ほとんどがフェライト，パ
ーライト相を呈しているため、炭素はほとんど固溶せ
ず、炭素の浸透も行われない。一方、オーステナイト系
ステンレスでは、上記のような低温でもオーステナイト
相を呈するが、５００℃以下の低温では強固な不働態皮
膜が形成されていて、鋼中への窒素（Ｎ）や炭素（Ｃ）
の拡散浸透が阻止されている。そのうえ、炭素は、窒素
に比べて原子半径が大きく、しかもクロムとの親和力も
小さいことから、窒素に比べて母材中への拡散浸透が困
難である。そのため、オーステナイト系ステンレスであ
っても、５００℃以下の低温では、通常は、やはり浸炭
は行われない。また、上記のような低温では、浸炭性ガ
スとして使用するＣＯ＋Ｈ2 ＋ＣＯ2 混合ガスやＣＯ＋
ＣＯ2 混合ガス等に含まれるＣＯが、（２ＣＯ→ＣＯ2
＋Ｃ）のいわゆるブードア反応を生じ、炉内に炭素が析
出して炉壁等が汚染されるという問題がある。これらの
ような理由から、上記のような低温での炭素の浸透処理
は全く行われていなかった。本発明では、このような技
術常識を破り、上述のようなフッ素系ガスを使用した前
処理を行うことによってオーステナイト系ステンレス製
品の表面を活性化させ、炭素の濃化層が形成された金属
製品を製造することに成功したのである。
【００３６】上記炭素の濃化層の深さは、上記浸透処理
の際の処理時間と処理温度とによって決定される。最表
面における最大炭素濃度は、ある程度以上の濃化層の深
さ（すなわち、炭素原子の浸透深さ）があれば、大きな
影響は受けないことから、耐蝕性の観点からは、濃化層
の深さは５〜１５μｍあれば充分であると考えられる。
また、上記濃化層は、炭素原子の侵入固溶により格子歪
みを起こして硬化しており、１５〜５０μｍの深さをも
つ濃化層であれば、表面硬度はマイクロビッカースでＨ
ｖ８５０〜９５０程度に達する。したがって、炭素の浸
透処理の前にあらかじめ固溶化処理をしたもの等、芯部
硬度が低く、強度の弱い金属製品の場合には、上記濃化
層を深くした方が、製品の損傷等を防ぐ意味で好まし
い。
の際の処理時間と処理温度とによって決定される。最表
面における最大炭素濃度は、ある程度以上の濃化層の深
さ（すなわち、炭素原子の浸透深さ）があれば、大きな
影響は受けないことから、耐蝕性の観点からは、濃化層
の深さは５〜１５μｍあれば充分であると考えられる。
また、上記濃化層は、炭素原子の侵入固溶により格子歪
みを起こして硬化しており、１５〜５０μｍの深さをも
つ濃化層であれば、表面硬度はマイクロビッカースでＨ
ｖ８５０〜９５０程度に達する。したがって、炭素の浸
透処理の前にあらかじめ固溶化処理をしたもの等、芯部
硬度が低く、強度の弱い金属製品の場合には、上記濃化
層を深くした方が、製品の損傷等を防ぐ意味で好まし
い。
【００３７】上記炭素の濃化層は、王水等の強いエッチ
ング液によってエッチングすることにより、通常の金属
顕微鏡で容易に観察できる。図２は、ＳＵＳ３１６材を
用い、ＮＦ3 ＋Ｎ2 ガス雰囲気で３５０℃で１５分間フ
ッ化処理を行い、ＣＯ：２１体積％＋Ｈ2 ：３１体積％
＋ＣＯ2 ：５体積％＋残部Ｎ2 ガス雰囲気で４８０℃で
１２時間炭素の浸透処理を行ったサンプルを、切断，研
磨後、エッチングし、６００倍に拡大した断面顕微鏡写
真である。図の下側から、母材，濃化層，埋め込み用樹
脂（黒色の部分）を示している。図からわかるとおり、
表面層２８μｍに炭素の濃化層が形成されている。
ング液によってエッチングすることにより、通常の金属
顕微鏡で容易に観察できる。図２は、ＳＵＳ３１６材を
用い、ＮＦ3 ＋Ｎ2 ガス雰囲気で３５０℃で１５分間フ
ッ化処理を行い、ＣＯ：２１体積％＋Ｈ2 ：３１体積％
＋ＣＯ2 ：５体積％＋残部Ｎ2 ガス雰囲気で４８０℃で
１２時間炭素の浸透処理を行ったサンプルを、切断，研
磨後、エッチングし、６００倍に拡大した断面顕微鏡写
真である。図の下側から、母材，濃化層，埋め込み用樹
脂（黒色の部分）を示している。図からわかるとおり、
表面層２８μｍに炭素の濃化層が形成されている。
【００３８】また、上記炭素の濃化層の組織状態は、Ｘ
線回折法（Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）によ
って把握することができる。その回折結果例を、母材で
ある未処理のオーステナイト系ステンレス材と比較した
結果を図３に示す。すなわち、図３において、（Ａ）は
ＳＵＳ３１６材未処理品のＸ線回折チャートであり、
（Ｂ）はＳＵＳ３１６材を４８０℃で浸透処理後酸洗処
理を行ったもののＸ線回折チャートである。これらのＸ
線回折チャートの比較結果からわかるとおり、各チャー
トのオーステナイト相のピーク位置（図において○で示
すピーク）を比較すると、４８０℃で浸透処理後仕上げ
処理を行ったもの（Ｂ）のオーステナイト相のピーク
は、未処理材（Ａ）のピークよりも低角度側（左側）に
シフトしている。すなわち、このことから、上記浸透処
理品（Ｂ）は、オーステナイト相に格子歪が生じている
ことが明らかである。この格子歪は、炭素が高濃度に侵
入固溶したことにより、格子が等方に膨張したものであ
り、この歪みが濃化層を硬化させているものと考えられ
る。なお、上記Ｘ線回折は、ＲＩＮＴ１５００装置を用
い、５０ｋＶ，２００ｍＡ，Ｃｕターゲットの条件下で
行った。
線回折法（Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）によ
って把握することができる。その回折結果例を、母材で
ある未処理のオーステナイト系ステンレス材と比較した
結果を図３に示す。すなわち、図３において、（Ａ）は
ＳＵＳ３１６材未処理品のＸ線回折チャートであり、
（Ｂ）はＳＵＳ３１６材を４８０℃で浸透処理後酸洗処
理を行ったもののＸ線回折チャートである。これらのＸ
線回折チャートの比較結果からわかるとおり、各チャー
トのオーステナイト相のピーク位置（図において○で示
すピーク）を比較すると、４８０℃で浸透処理後仕上げ
処理を行ったもの（Ｂ）のオーステナイト相のピーク
は、未処理材（Ａ）のピークよりも低角度側（左側）に
シフトしている。すなわち、このことから、上記浸透処
理品（Ｂ）は、オーステナイト相に格子歪が生じている
ことが明らかである。この格子歪は、炭素が高濃度に侵
入固溶したことにより、格子が等方に膨張したものであ
り、この歪みが濃化層を硬化させているものと考えられ
る。なお、上記Ｘ線回折は、ＲＩＮＴ１５００装置を用
い、５０ｋＶ，２００ｍＡ，Ｃｕターゲットの条件下で
行った。
【００３９】そして、上記濃化層は、通常の７００℃以
上の高温での浸炭処理で得られる浸炭硬化層とは全く異
なった特性を有するのである。一般に、オーステナイト
系ステンレスの母相であるオーステナイト相への炭素の
溶解度は低く、７００℃以上の高温で浸炭処理を行う
と、浸透したものの溶解しきれない過剰の炭素が、炭化
物として粒界や転位等の欠陥部分に析出される。このよ
うな場合には、Ｘ線回折によって、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7
Ｃ3 ，Ｆｅ3 Ｃ等の安定な炭化物が析出しているのが確
認できる。すなわち、本発明の高耐蝕性金属製品の炭素
の濃化層は、図３のＸ線回折チャート（Ｂ）に示すよう
に、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 等の結晶質のクロム炭化物
が析出せず、母材と同様のオーステナイト相であり、格
子定数が母材のそれよりも約２％程度増大している。一
方、上記のように、高温で処理された浸炭硬化層では、
浸透した炭素がクロム等と反応して炭化物を形成するこ
とから、格子定数は母材とほとんど変わらないか、もし
くは増大しても０．０２％にとどまる（図８参照）。
上の高温での浸炭処理で得られる浸炭硬化層とは全く異
なった特性を有するのである。一般に、オーステナイト
系ステンレスの母相であるオーステナイト相への炭素の
溶解度は低く、７００℃以上の高温で浸炭処理を行う
と、浸透したものの溶解しきれない過剰の炭素が、炭化
物として粒界や転位等の欠陥部分に析出される。このよ
うな場合には、Ｘ線回折によって、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7
Ｃ3 ，Ｆｅ3 Ｃ等の安定な炭化物が析出しているのが確
認できる。すなわち、本発明の高耐蝕性金属製品の炭素
の濃化層は、図３のＸ線回折チャート（Ｂ）に示すよう
に、Ｃｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 等の結晶質のクロム炭化物
が析出せず、母材と同様のオーステナイト相であり、格
子定数が母材のそれよりも約２％程度増大している。一
方、上記のように、高温で処理された浸炭硬化層では、
浸透した炭素がクロム等と反応して炭化物を形成するこ
とから、格子定数は母材とほとんど変わらないか、もし
くは増大しても０．０２％にとどまる（図８参照）。
【００４０】また、７００℃以上の高温で処理されたも
のでは、５０〜６０℃に加温したＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液に
浸漬すると、十数分で浸炭層が溶解し消失してしまう。
これに対し本発明の高耐蝕性金属製品では、上記ＨＦ＋
ＨＮＯ3 溶液に浸漬しても濃化層の厚みはほとんど変わ
らない。このことは、本発明の高耐蝕性金属製品の炭素
の濃化層が、高い耐蝕性を有していることを示してい
る。
のでは、５０〜６０℃に加温したＨＦ＋ＨＮＯ3 溶液に
浸漬すると、十数分で浸炭層が溶解し消失してしまう。
これに対し本発明の高耐蝕性金属製品では、上記ＨＦ＋
ＨＮＯ3 溶液に浸漬しても濃化層の厚みはほとんど変わ
らない。このことは、本発明の高耐蝕性金属製品の炭素
の濃化層が、高い耐蝕性を有していることを示してい
る。
【００４１】つぎに、本発明の高耐蝕性金属製品の耐蝕
性に関して説明する。オーステナイト系ステンレスの耐
蝕性は、表面に形成される不働態皮膜の特性、特に、皮
膜中のＣｒ2 Ｏ3 分の濃度や均一性に依存すると考えら
れている。これらは、基材の合金組成だけでなく、加工
履歴等に基づく不働態皮膜直下の組織の不均一性によっ
ても影響を受けると考えられている。本発明の高耐蝕性
金属製品は、母材をオーステナイト相とし、炭素原子の
浸透により、表面層に炭素の濃化層が形成されているこ
とから、不働態皮膜直下に高濃度の炭素バンドが形成さ
れ、その結果として、母材であるオーステナイト系ステ
ンレスよりも格段に優れた耐蝕性を発揮すると考えられ
るのである。
性に関して説明する。オーステナイト系ステンレスの耐
蝕性は、表面に形成される不働態皮膜の特性、特に、皮
膜中のＣｒ2 Ｏ3 分の濃度や均一性に依存すると考えら
れている。これらは、基材の合金組成だけでなく、加工
履歴等に基づく不働態皮膜直下の組織の不均一性によっ
ても影響を受けると考えられている。本発明の高耐蝕性
金属製品は、母材をオーステナイト相とし、炭素原子の
浸透により、表面層に炭素の濃化層が形成されているこ
とから、不働態皮膜直下に高濃度の炭素バンドが形成さ
れ、その結果として、母材であるオーステナイト系ステ
ンレスよりも格段に優れた耐蝕性を発揮すると考えられ
るのである。
【００４２】例えば、図４および図５に、それぞれＳＵ
Ｓ３１６の未処理材と、このＳＵＳ３１６に４８０℃で
１２時間浸透処理をしたサンプルとのアノード分極曲線
の測定結果を示す。図からわかるとおり、未処理材が、
明瞭な活性態領域のピーク（活性態領域とは、アノード
分極したときに電位の上昇とともに電流が急増する領域
であり、鋼が活性状態で溶解する領域をいう：図４にお
けるＥ）を示しているのに対し、浸透処理をして炭素の
濃化層が形成されたサンプルは、活性態領域のピークが
ほとんど見られない。また、自然電極電位（鋼の自然腐
食電位である：図示のＤ）についても、未処理材が−２
８０ｍＶであるのに対し、浸透処理品は１０ｍＶとはる
かに貴である。これらのことから、濃化層が形成された
サンプルは、未処理材と比べ極めて不働態皮膜を形成し
やすいこと、および炭素の濃化層は母材より貴なる金属
組織であることが判明した。なお、アノード分極曲線の
測定は、以下の条件で行った。
Ｓ３１６の未処理材と、このＳＵＳ３１６に４８０℃で
１２時間浸透処理をしたサンプルとのアノード分極曲線
の測定結果を示す。図からわかるとおり、未処理材が、
明瞭な活性態領域のピーク（活性態領域とは、アノード
分極したときに電位の上昇とともに電流が急増する領域
であり、鋼が活性状態で溶解する領域をいう：図４にお
けるＥ）を示しているのに対し、浸透処理をして炭素の
濃化層が形成されたサンプルは、活性態領域のピークが
ほとんど見られない。また、自然電極電位（鋼の自然腐
食電位である：図示のＤ）についても、未処理材が−２
８０ｍＶであるのに対し、浸透処理品は１０ｍＶとはる
かに貴である。これらのことから、濃化層が形成された
サンプルは、未処理材と比べ極めて不働態皮膜を形成し
やすいこと、および炭素の濃化層は母材より貴なる金属
組織であることが判明した。なお、アノード分極曲線の
測定は、以下の条件で行った。
【００４３】また、ＳＵＳ３０４材の未処理材と、この
ＳＵＳ３０４材に４６０℃で１２時間浸透処理をして炭
素の濃化層が形成されたサンプルの孔食電位の測定結果
を図６に示す。図からわかるとおり、電位を徐々に上昇
させると、未処理材では約２４０ｍＶ前後の電位で急激
に電流密度が上昇している。これに対し浸透処理品は、
上記未処理材の場合よりもはるかに高い約９２０ｍＶま
で急激な電流密度の上昇はない。すなわち、この測定に
おいて急激に電流密度が上昇した時点で孔食が発生する
ものと考えられることから、本発明の高耐蝕性金属製品
は、オーステナイト系ステンレス材において弱点とされ
ている耐孔食性について、著しく改善されていることを
示している。なお、孔食電位の測定は、ＪＩＳ ０５７
７に規定された条件で行った。
ＳＵＳ３０４材に４６０℃で１２時間浸透処理をして炭
素の濃化層が形成されたサンプルの孔食電位の測定結果
を図６に示す。図からわかるとおり、電位を徐々に上昇
させると、未処理材では約２４０ｍＶ前後の電位で急激
に電流密度が上昇している。これに対し浸透処理品は、
上記未処理材の場合よりもはるかに高い約９２０ｍＶま
で急激な電流密度の上昇はない。すなわち、この測定に
おいて急激に電流密度が上昇した時点で孔食が発生する
ものと考えられることから、本発明の高耐蝕性金属製品
は、オーステナイト系ステンレス材において弱点とされ
ている耐孔食性について、著しく改善されていることを
示している。なお、孔食電位の測定は、ＪＩＳ ０５７
７に規定された条件で行った。
【００４４】なお、本発明では、フッ化処理後、すぐに
炭素の浸透処理に移行するのを基本とするが、場合によ
っては、中間処理として、フッ化処理後、雰囲気ガス中
にＮＨ3 ガスを添加し、１０〜３０分間加熱保持するこ
ともできる。この中間処理によって、少なくともこれに
続いて行われる炭素の浸透処理が安定化する等の効果が
確かめられている。上記中間処理温度としては、結晶性
ＣｒＮの生成を排除するよう、低い温度で処理すること
が望まれ、４００〜４８０℃の範囲で行うことが好まし
い。この中間処理を行ったものをＥＰＭＡで分析する
と、浸透した窒素（Ｎ）は、炭素の浸透処理が完了した
のち、ごく表層部に炭素と重複してその存在が認めら
れ、その濃度は、約０．５〜１％と低く、多くの場合、
ＨＦ−ＨＮＯ3 溶液等による酸洗処理（仕上げ処理）で
除去されるので、本発明の耐蝕性には悪影響をおよぼさ
ない。
炭素の浸透処理に移行するのを基本とするが、場合によ
っては、中間処理として、フッ化処理後、雰囲気ガス中
にＮＨ3 ガスを添加し、１０〜３０分間加熱保持するこ
ともできる。この中間処理によって、少なくともこれに
続いて行われる炭素の浸透処理が安定化する等の効果が
確かめられている。上記中間処理温度としては、結晶性
ＣｒＮの生成を排除するよう、低い温度で処理すること
が望まれ、４００〜４８０℃の範囲で行うことが好まし
い。この中間処理を行ったものをＥＰＭＡで分析する
と、浸透した窒素（Ｎ）は、炭素の浸透処理が完了した
のち、ごく表層部に炭素と重複してその存在が認めら
れ、その濃度は、約０．５〜１％と低く、多くの場合、
ＨＦ−ＨＮＯ3 溶液等による酸洗処理（仕上げ処理）で
除去されるので、本発明の耐蝕性には悪影響をおよぼさ
ない。
【００４５】
【発明の効果】このように、本発明によれば、基本組成
に近い安価な汎用型のステンレスを使用し、その表面に
炭素の濃化層を形成させることにより、耐酸性，耐海水
性，耐薬品性に優れ、高い耐蝕性を有する金属製品を安
価に得ることができる。そのため、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，多様な機械
部品に有用である。また、特に、食品機械，化学プラン
ト，半導体工業等の分野に用いられる機械部品用として
有望である。
に近い安価な汎用型のステンレスを使用し、その表面に
炭素の濃化層を形成させることにより、耐酸性，耐海水
性，耐薬品性に優れ、高い耐蝕性を有する金属製品を安
価に得ることができる。そのため、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，多様な機械
部品に有用である。また、特に、食品機械，化学プラン
ト，半導体工業等の分野に用いられる機械部品用として
有望である。
【００４６】なお、本発明において対象とする鋼種は、
ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６等安価な汎用型のステンレ
スに限られない。すなわち、本発明の高耐蝕性金属製品
は、母材であるオーステナイト系ステンレス以上の耐蝕
性を有する炭素の濃化層を形成させることにより、優れ
た耐蝕性を発揮するものである。したがって、ＳＵＳ３
１７，ＳＵＳ３１０等の上記汎用型ステンレスよりも耐
蝕性のよいオーステナイト系ステンレスを母材として使
用することにより、その母材よりも耐蝕性のよい濃化層
を形成させ、一層優れた耐蝕性を発揮させることもでき
るのである。
ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６等安価な汎用型のステンレ
スに限られない。すなわち、本発明の高耐蝕性金属製品
は、母材であるオーステナイト系ステンレス以上の耐蝕
性を有する炭素の濃化層を形成させることにより、優れ
た耐蝕性を発揮するものである。したがって、ＳＵＳ３
１７，ＳＵＳ３１０等の上記汎用型ステンレスよりも耐
蝕性のよいオーステナイト系ステンレスを母材として使
用することにより、その母材よりも耐蝕性のよい濃化層
を形成させ、一層優れた耐蝕性を発揮させることもでき
るのである。
【００４７】つぎに、実施例について説明する。
【００４８】
【実施例１】板厚を２．５ｍｍに圧延し、１５ｍｍ×１
５ｍｍに切断したＳＵＳ３０４（Ｃｒ含量：１８．１重
量％，Ｎｉ含量：７．９重量％，Ｃ含量：０．０８重量
％，残部：Ｆｅ）板片、ならびに、ＳＵＳ３１６（Ｃｒ
含量：１８．３重量％，Ｎｉ含量：１２．４重量％，Ｍ
ｏ含量：２．５重量％，残部：Ｆｅ）板片をそれぞれ複
数個準備した。また、上記ＳＵＳ３０４板片の一部は、
真空炉で１０２０℃に加熱したのち急冷して固溶化処理
を行い、オーステナイト相を呈するようにした。なお、
固溶化処理を行わないＳＵＳ３０４板片は、圧延加工に
よりフェライトが析出している。また、ＳＵＳ３１６板
片は、上記圧延加工後もオーステナイト相を呈してい
る。これら板片の硬度を測定したところ、ＳＵＳ３０４
の圧延品はＨｖ２５０、ＳＵＳ３１６の圧延品はＨｖ２
９０、ＳＵＳ３０４の固溶化処理品はＨｖ１４０であっ
た。
５ｍｍに切断したＳＵＳ３０４（Ｃｒ含量：１８．１重
量％，Ｎｉ含量：７．９重量％，Ｃ含量：０．０８重量
％，残部：Ｆｅ）板片、ならびに、ＳＵＳ３１６（Ｃｒ
含量：１８．３重量％，Ｎｉ含量：１２．４重量％，Ｍ
ｏ含量：２．５重量％，残部：Ｆｅ）板片をそれぞれ複
数個準備した。また、上記ＳＵＳ３０４板片の一部は、
真空炉で１０２０℃に加熱したのち急冷して固溶化処理
を行い、オーステナイト相を呈するようにした。なお、
固溶化処理を行わないＳＵＳ３０４板片は、圧延加工に
よりフェライトが析出している。また、ＳＵＳ３１６板
片は、上記圧延加工後もオーステナイト相を呈してい
る。これら板片の硬度を測定したところ、ＳＵＳ３０４
の圧延品はＨｖ２５０、ＳＵＳ３１６の圧延品はＨｖ２
９０、ＳＵＳ３０４の固溶化処理品はＨｖ１４０であっ
た。
【００４９】つぎに、これらの板片を、図１に示す炉に
装入し、Ｎ2 雰囲気下で３５０℃に加熱したのち、１０
体積％ＮＦ3 ＋９０体積％Ｎ2 混合ガスを１５分間吹き
込み、フッ化処理を行った。そののち、Ｎ2 雰囲気下で
４８０℃に昇温し、１２時間保持して炭素の浸透処理を
行ったのち取り出した。そののち、６５℃に加温した
３．５重量％ＨＦ＋１５重量％ＨＮＯ3 溶液に４０分間
浸漬して仕上げ処理を行った。この仕上げ処理（酸洗）
により、黒色を呈していた浸透処理品は、もとの未処理
品と同等の金属外観を呈するようになった。これら板片
の浸透処理後酸洗前と、酸洗後の表面硬度（マイクロビ
ッカース：Ｈｖ）と炭素の濃化層深さを測定した結果
を、下記の表１に示す。
装入し、Ｎ2 雰囲気下で３５０℃に加熱したのち、１０
体積％ＮＦ3 ＋９０体積％Ｎ2 混合ガスを１５分間吹き
込み、フッ化処理を行った。そののち、Ｎ2 雰囲気下で
４８０℃に昇温し、１２時間保持して炭素の浸透処理を
行ったのち取り出した。そののち、６５℃に加温した
３．５重量％ＨＦ＋１５重量％ＨＮＯ3 溶液に４０分間
浸漬して仕上げ処理を行った。この仕上げ処理（酸洗）
により、黒色を呈していた浸透処理品は、もとの未処理
品と同等の金属外観を呈するようになった。これら板片
の浸透処理後酸洗前と、酸洗後の表面硬度（マイクロビ
ッカース：Ｈｖ）と炭素の濃化層深さを測定した結果
を、下記の表１に示す。
【００５０】
【表１】
【００５１】上記表１の結果から明らかなように、ＳＵ
Ｓ３０４の圧延品に浸透処理したものは、圧延加工によ
って母材にフェライトが析出しているため、浸透処理を
施したものでも耐蝕性が悪く、浸透処理後の酸洗によっ
て、濃化層深さが略３分の１以下に減少している。これ
に対し、ＳＵＳ３０４固溶化処理品，ＳＵＳ３１６圧延
品に浸透処理したものは、母材にフェライトの析出がな
く、オーステナイト相を呈していたため濃化層の耐蝕性
が良好で、浸透処理後の酸洗によっても、ほとんど濃化
層深さが減少していないことがわかる。
Ｓ３０４の圧延品に浸透処理したものは、圧延加工によ
って母材にフェライトが析出しているため、浸透処理を
施したものでも耐蝕性が悪く、浸透処理後の酸洗によっ
て、濃化層深さが略３分の１以下に減少している。これ
に対し、ＳＵＳ３０４固溶化処理品，ＳＵＳ３１６圧延
品に浸透処理したものは、母材にフェライトの析出がな
く、オーステナイト相を呈していたため濃化層の耐蝕性
が良好で、浸透処理後の酸洗によっても、ほとんど濃化
層深さが減少していないことがわかる。
【００５２】つぎに、ＳＵＳ３０４圧延品各板片につ
き、５０℃に加温した２０％硫酸に浸漬し、浸漬時間の
経過とともに板片の重量が減少する減少重量を測定し
た。その結果を図７に示す。図７の結果から明らかなよ
うに、ＳＵＳ３０４固溶化処理品の未処理品は、２０時
間以上浸漬すると、５００ｇ／ｍ2 以上の重量の減少が
あったが、ＳＵＳ３０４固溶化処理品に浸透処理を行っ
たものは、２４時間浸漬後の減少重量が約２２０ｇ／ｍ
2 と、未処理品の２分の１以下であった。また、ＳＵＳ
３１６圧延品の未処理品は、２４時間浸漬後の減少重量
が約４２０ｇ／ｍ2であったのに対し、ＳＵＳ３１６圧
延品に浸透処理を行ったものは、ほとんど重量の減少が
なかった。このように、ＳＵＳ３０４固溶化処理品およ
びＳＵＳ３１６圧延品に浸透処理を行ったものは、浸透
処理を行わない未処理の板片よりも格段に良好な耐蝕性
を示すことがわかる。
き、５０℃に加温した２０％硫酸に浸漬し、浸漬時間の
経過とともに板片の重量が減少する減少重量を測定し
た。その結果を図７に示す。図７の結果から明らかなよ
うに、ＳＵＳ３０４固溶化処理品の未処理品は、２０時
間以上浸漬すると、５００ｇ／ｍ2 以上の重量の減少が
あったが、ＳＵＳ３０４固溶化処理品に浸透処理を行っ
たものは、２４時間浸漬後の減少重量が約２２０ｇ／ｍ
2 と、未処理品の２分の１以下であった。また、ＳＵＳ
３１６圧延品の未処理品は、２４時間浸漬後の減少重量
が約４２０ｇ／ｍ2であったのに対し、ＳＵＳ３１６圧
延品に浸透処理を行ったものは、ほとんど重量の減少が
なかった。このように、ＳＵＳ３０４固溶化処理品およ
びＳＵＳ３１６圧延品に浸透処理を行ったものは、浸透
処理を行わない未処理の板片よりも格段に良好な耐蝕性
を示すことがわかる。
【００５３】
【実施例２】一般に市販されているＳＵＳ３０４（Ｃｒ
含量：１８．５重量％，Ｎｉ含量：８．５重量％，Ｃ含
量：０．０８重量％，残部：Ｆｅ）板材の軟質品（母材
硬度Ｈｖ１７０〜１８０）と、ＳＵＳ３１６（Ｃｒ含
量：１７重量％，Ｎｉ含量：１３．５重量％，Ｍｏ含
量：２．５重量％，Ｃ含量：０．０６重量％，残部：Ｆ
ｅ）板材（母材硬度Ｈｖ２１０〜２３０）より、それぞ
れ、厚み２ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの板片を複数個準
備した。これらの一部を、図１に示す炉において４４０
℃に昇温し、ＮＦ3 ：１０体積％＋Ｎ2 ：９０体積％混
合ガスを２５分間吹き込んでフッ化処理を行った。つい
で、Ｈ2 ：３２体積％＋ＣＯ：２０体積％＋ＣＯ2 ：１
体積％＋残部：Ｎ2 の浸炭性ガスを導入し、８時間保持
して炭素の浸透処理をした後、取り出した。つぎに、５
５℃に加温した４重量％ＨＦ＋１５重量％ＨＮＯ3 溶液
に２０分間浸漬したのち、表面状態を調査したところ、
ＳＵＳ３０４板片で、濃化層深さが８μｍ、表面硬度が
Ｈｖ３８０であった。ＳＵＳ３１６板片で、濃化層深さ
が１２μｍ、表面硬度がＨｖ５５０であった。これら浸
透処理品と、未処理品を、ダイヤモンドペーストによる
研磨仕上げを行ったのち、６５℃に加温した１５重量％
のＨＮＯ3 溶液でパッシベーション処理を施して供試験
サンプルとした。つぎに、生理食塩水（３７℃に加温し
た０．５重量％ＮａＣｌ溶液）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２に示す。
含量：１８．５重量％，Ｎｉ含量：８．５重量％，Ｃ含
量：０．０８重量％，残部：Ｆｅ）板材の軟質品（母材
硬度Ｈｖ１７０〜１８０）と、ＳＵＳ３１６（Ｃｒ含
量：１７重量％，Ｎｉ含量：１３．５重量％，Ｍｏ含
量：２．５重量％，Ｃ含量：０．０６重量％，残部：Ｆ
ｅ）板材（母材硬度Ｈｖ２１０〜２３０）より、それぞ
れ、厚み２ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの板片を複数個準
備した。これらの一部を、図１に示す炉において４４０
℃に昇温し、ＮＦ3 ：１０体積％＋Ｎ2 ：９０体積％混
合ガスを２５分間吹き込んでフッ化処理を行った。つい
で、Ｈ2 ：３２体積％＋ＣＯ：２０体積％＋ＣＯ2 ：１
体積％＋残部：Ｎ2 の浸炭性ガスを導入し、８時間保持
して炭素の浸透処理をした後、取り出した。つぎに、５
５℃に加温した４重量％ＨＦ＋１５重量％ＨＮＯ3 溶液
に２０分間浸漬したのち、表面状態を調査したところ、
ＳＵＳ３０４板片で、濃化層深さが８μｍ、表面硬度が
Ｈｖ３８０であった。ＳＵＳ３１６板片で、濃化層深さ
が１２μｍ、表面硬度がＨｖ５５０であった。これら浸
透処理品と、未処理品を、ダイヤモンドペーストによる
研磨仕上げを行ったのち、６５℃に加温した１５重量％
のＨＮＯ3 溶液でパッシベーション処理を施して供試験
サンプルとした。つぎに、生理食塩水（３７℃に加温し
た０．５重量％ＮａＣｌ溶液）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２に示す。
【００５４】
【表２】
【００５５】上記表２の結果から明らかなように、未処
理品は、本発明品に比べ、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、本発明の金属製
品は、浸透処理により、未処理品（すなわち母材）より
も耐蝕性が向上していることがわかる。
理品は、本発明品に比べ、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、本発明の金属製
品は、浸透処理により、未処理品（すなわち母材）より
も耐蝕性が向上していることがわかる。
【図１】本発明の浸透処理に用いる炉の構成図である。
【図２】本発明の高耐蝕性金属製品の表層部の断面拡大
顕微鏡写真である。
顕微鏡写真である。
【図３】ＳＵＳ３１６未処理品，およびＳＵＳ３１６板
材を４８０℃で浸透処理した後、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。
材を４８０℃で浸透処理した後、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４】ＳＵＳ３１６の未処理材のアノード分極曲線の
測定結果である。
測定結果である。
【図５】ＳＵＳ３１６を４８０℃で浸透処理したサンプ
ルのアノード分極曲線の測定結果である。
ルのアノード分極曲線の測定結果である。
【図６】ＳＵＳ３１６の未処理材と、このＳＵＳ３１６
を４８０℃で浸透処理したサンプルの孔食電位測定結果
である。
を４８０℃で浸透処理したサンプルの孔食電位測定結果
である。
【図７】ＳＵＳ３０４固溶化処理品，ＳＵＳ３１６圧延
品、およびこれらを４８０℃で浸透処理したサンプルの
硫酸浸漬テストの結果である。
品、およびこれらを４８０℃で浸透処理したサンプルの
硫酸浸漬テストの結果である。
【図８】ＳＵＳ３１６材を６００℃で浸炭処理した処理
品のＸ線回折チャートである。
品のＸ線回折チャートである。
【図９】ＳＵＳ３１６材を４８０℃で浸透処理した処理
品のＥＰＭＡ分析結果である。
品のＥＰＭＡ分析結果である。
【図１０】ＳＵＳ３１６材を４５０℃で浸透処理した処
理品のＥＰＭＡ分析結果である。
理品のＥＰＭＡ分析結果である。
【図１１】ＳＵＳ３１６材を６００℃で浸炭処理した処
理品のＥＰＭＡ分析結果である。
理品のＥＰＭＡ分析結果である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 林田 忠司 兵庫県尼崎市中浜町１番８号 大同ほく さん株式会社 尼崎工場内 (72)発明者 田原 正昭 兵庫県尼崎市中浜町１番８号 大同ほく さん株式会社 尼崎工場内 (56)参考文献 特開 平９−249959（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−158035（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−71853（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 8/22
Claims (8)
- 【請求項１】 母材が、オーステナイト相を呈するオー
ステナイト系ステンレスからなり、表面に不働態皮膜が
形成され、かつ、この不働態皮膜表面から５〜５０μｍ
の深さの表面層が、炭素原子の浸透によって、炭素の濃
化層に形成されたことを特徴とする高耐蝕性金属製品。 - 【請求項２】 オーステナイト系ステンレスが、モリブ
デンを含有するオーステナイト系ステンレスである請求
項１記載の高耐蝕性金属製品。 - 【請求項３】 濃化層が、クロム炭化物が存在しないオ
ーステナイト相から形成されている請求項１または２記
載の高耐蝕性金属製品。 - 【請求項４】 濃化層の最大炭素濃度が１．２〜２．６
重量％である請求項３記載の高耐蝕性金属製品。 - 【請求項５】 母材がオーステナイト相を呈するオース
テナイト系ステンレス製品を、フッ素系ガス雰囲気下で
加熱状態で保持し、ついで、４００℃〜５００℃の温度
で炭素原子の浸透処理を行い、表面から５〜５０μｍの
深さの表面層に炭素の濃化層を形成し、ついで、最表面
層を除去する仕上げ処理を行い、この仕上げ処理ののち
不働態皮膜形成処理を行い、請求項１〜４のいずれか一
項に記載の高耐蝕性金属製品を得ることを特徴とする高
耐蝕性金属製品の製法。 - 【請求項６】 フッ素系ガス雰囲気下における加熱が３
００〜５００℃である請求項５記載の高耐蝕性金属製品
の製法。 - 【請求項７】 仕上げ処理が、酸洗処理である請求項５
または６記載の高耐蝕性金属製品の製法。 - 【請求項８】 フッ素系ガス雰囲気下における加熱保持
後、雰囲気中にＮＨ3 ガスを添加して加熱保持したの
ち、炭素原子の浸透処理を行う請求項５〜７のいずれか
一項に記載の高耐蝕性金属製品の製法。
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|---|---|---|---|
| JP08192797A JP3213254B2 (ja) | 1996-03-14 | 1997-03-13 | 高耐蝕性金属製品およびその製法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8-57900 | 1996-03-14 | ||
| JP5790096 | 1996-03-14 | ||
| JP08192797A JP3213254B2 (ja) | 1996-03-14 | 1997-03-13 | 高耐蝕性金属製品およびその製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09302456A JPH09302456A (ja) | 1997-11-25 |
| JP3213254B2 true JP3213254B2 (ja) | 2001-10-02 |
Family
ID=26398988
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08192797A Expired - Lifetime JP3213254B2 (ja) | 1996-03-14 | 1997-03-13 | 高耐蝕性金属製品およびその製法 |
Country Status (1)
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| JP2001330038A (ja) * | 2000-03-17 | 2001-11-30 | Nsk Ltd | 転がり支持装置 |
| JP4651837B2 (ja) * | 2001-03-09 | 2011-03-16 | シチズンホールディングス株式会社 | 食器類およびその製造方法 |
| JP2002266083A (ja) * | 2001-03-09 | 2002-09-18 | Citizen Watch Co Ltd | 装飾部品およびその製造方法 |
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| PL1956099T3 (pl) * | 2007-02-02 | 2009-09-30 | Wmf Group Gmbh | Sztućce z ferrytycznej stali stopowej z martenzytyczną warstwą brzegową |
| JP4624393B2 (ja) * | 2007-10-04 | 2011-02-02 | エア・ウォーターＮｖ株式会社 | ステンレス鋼ばね |
-
1997
- 1997-03-13 JP JP08192797A patent/JP3213254B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09302456A (ja) | 1997-11-25 |
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