JPH08158035A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】母材強度を劣化させることなくオーステナイト
系金属の浸炭処理を可能にする。 【構成】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す
るようにした。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】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。特に、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。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，ねじ等のオーステナイト系ステンレス製品に対し
て、締めつけ時の材料強度や焼付防止ならびに鋼板に対
するタップ能力等が要求される時には、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
（ｐｈｙｓｉｃａｌ ｖａｐｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉ
ｎ，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，Ｃｒ₂ Ｎというクロム窒化物とな
って消費され、その含有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
処理されるが、鉄の再結晶温度をはるかに越えた温度
（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】この発明は、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ていない硬質
表面層をもつ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、この発明は、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
て浸炭処理する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、表面から１０〜７０μｍの深さの表面層が炭素原
子の浸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、上記浸炭硬化層中には粗
大クロム炭化物粒子が存在していないオーステナイト系
金属製品を第２の要旨とする。

【０００８】

【作用】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５００℃よりも低温側にすると、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１０〜７０
μｍ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、マイクロビッカーズ硬度で５２０〜１１８０Ｈ
ｖ、好適には、７００〜１０５０Ｈｖに形成され、しか
も、その浸炭層中に粗大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。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】上記粗大クロム炭化物粒子は、通常、０．
１〜５μｍであるが、これより微細なクロム炭化物であ
っても、上記浸炭層中に含有されていても表面硬度の向
上等の効果の実現には、支障がない。また、上記浸炭層
中の炭素濃度を、その上限が２．０重量％ないし、その
近傍にしたときには、表面硬度の向上効果が一層大きく
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３２重量％以上または、モリブデ
ンを１．５重量％以上含有する安定形オーステナイト系
ステンレス等のオーステナイト系金属であるときには、
浸炭による耐蝕性の低下が一層小さくなるという効果が
得られるようになる。

【００１０】つぎに、この発明について詳しく説明す
る。

【００１１】この発明は、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、または、前処理
と同時に、浸炭処理を施す。

【００１２】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相系ステンレス材等が挙げられる。さら
に、耐熱鋼であるインコロイ（Ｎｉ３０〜４５ｗｔ％，
Ｃｒ１０ｗｔ％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。

【００１３】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。この発明において、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
イフ等各種のステンレス製品があげられる。

【００１４】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、または、浸炭処理と同
時に、フッ素系ガス雰囲気下でフッ化処理が行われる。
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、ＮＦ ₃ ，ＢＦ₃ ，ＣＦ₄ ，Ｈ
Ｆ，ＳＦ₆ ，Ｃ₂ Ｆ₆ ，ＷＦ₆ ，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、１００００〜１０００００ｐｐｍであり、好ましく
は２００００〜７００００ｐｐｍ、より好ましくは、３
００００〜５００００ｐｐｍ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。

【００１５】上記フッ化処理についてより詳しく述べる
と、この発明では、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、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、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。

【００１６】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、ＣＯ₂ ＋Ｈ₂ からなる浸炭用ガス、または、ＲＸ
〔ＲＸの成分、ＣＯ２３容量％（以下「ｖｏｌ％」と略
す），ＣＯ₂ １ｖｏｌ％，Ｈ₂ ３１ｖｏｌ％，Ｈ₂ Ｏ１
ｖｏｌ％，残部Ｎ₂ 〕＋ＣＯ₂ 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ＣＯ₂ ＋
Ｈ₂ の比率は、ＣＯ₂ ２〜１０ｖｏｌ％、Ｈ₂ ３０〜４
０ｖｏｌ％が好ましく、ＲＸ＋ＣＯ₂ は、ＲＸが８０〜
９０ｖｏｌ％、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 も
用いられる。この場合、それぞれの比率は、ＣＯ３２〜
４３ｖｏｌ％、ＣＯ₂ ２〜３ｖｏｌ％、Ｈ₂ ５５〜６５
ｖｏｌ％の割合が好適である。

【００１７】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 ＋Ｎ₂ （ＮＦ
₃ １０ｖｏｌ％、Ｎ₂ ９０ｖｏｌ％）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 （ＣＯ３２ｖｏｌ％、Ｃ
Ｏ₂ ３ｖｏｌ％、Ｈ₂ ６５ｖｏｌ％）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２０μｍの硬化層が形成され
た。この硬化サンプルをＪＩＳ ２３７１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、硬化層の耐腐食試験に用
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６００℃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６００℃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、また、モリブデンを含有する安定型オーステナ
イト系ステンレスほど、硬化後も耐蝕性が良好であるこ
とが明らかになった。

【００１８】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。

【００１９】このように、この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、本願発明においては、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クロム成分（これが
耐蝕性を発揮すると思われる）がＣｒ₇ Ｃ₂ やＣｒ₂₃Ｃ
₆ 等の炭化物として析出固定しにくくなって、その析出
固定量が低くなり、それによってオーステナイト系金属
内に残存するクロム成分が多くなるからと考えられる。
これは、図２ｂ〜ｃに示すＳＵＳ３１６の各浸炭処理品
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％＋ＣＯ₂ ３ｖｏｌ％＋Ｈ₂ ６５ｖｏｌ％の
浸炭用ガス雰囲気下で６００℃、４時間浸炭処理（図
３）、４５０℃１６時間浸炭処理〔図２（ｂ）〕の硬化
層のＸ線回折結果を、未処理品〔図２（ａ）〕それと対
象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℃の浸炭においては、Ｃｒ₂₃Ｃ₆ 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４
５０℃で浸炭処理した図２（ｂ）においては、Ｃｒ₂₃Ｃ
₆ 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小さく、したがって、オーステナイ
ト系金属内に残存するクロム成分が多く、耐蝕性が高い
ものとみられる。

【００２０】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
（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（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（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、５０ｋＶ，２００ｍ
Ａ，Ｃｕターゲット，条件下に行った。

【００２１】本願発明においては、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Ｃ
ｒ₂₃Ｃ₆ 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、母材なみの耐蝕性
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（ｃ）は、図２（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２
０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、母材なみの耐蝕性と、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（Ｃ
Ｏ→ＣＯ₂ ＋Ｃ）と同時にＦｅの酸化（４ＣＯ₂ ＋３Ｆ
ｅ→４ＣＯ＋Ｆｅ₃ Ｏ₄ ）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、７００℃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。４
８０℃で１２時間浸炭処理を行ったＳＵＳ３１６Ｌ（Ｃ
＝０．０２ｗｔ％，Ｃｒ＝１７．５ｗｔ％，Ｎｉ＝１
２．０ｗｔ％，Ｍｏ＝２．０ｗｔ％）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ズで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ＪＩＳ
２３７１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、ＪＩＳ ０５
７８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。

【００２２】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の硬化層深さ
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ＳＰＣＣ
（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。

【００２３】

【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。そして、本願発
明では、浸炭処理によって上記のような表面高度を向上
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。

【００２４】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、炭素原子の浸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、粗大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、オーステナイト系金属自体
の有する耐蝕性を有し、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に関しては、締結時の強度や、焼付
防止ならびに鋼板に対するタップ能力等の優れた性能を
有しており、特に、装飾性と同時に耐久性も要求される
ような用途、たとえば自動車用の室内外に用いられるフ
ァスナー類等に有用である。

【００２５】つぎに、実施例について比較例と併せて説
明する。

【００２６】

【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％，残部部Ｆｅ）およびＳＵＳ３０４（Ｃ
ｒ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％，Ｃ
ｒ含量２３ｗｔ％，Ｆｅ１４ｗｔ％）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ＳＵＳ４２０Ｊ₂（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。

【００２７】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１０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（ＣＯ１０ｖｏｌ％，Ｃ
Ｏ₂ ２ｖｏｌ％，Ｈ₂ １０ｖｏｌ％，残部Ｎ₂）を導入
し、１６時間保持して浸炭処理した。

【００２８】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。

【００２９】

【表１】

【００３０】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。

【００３１】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、ＪＩＳ ２
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。

【００３２】

【表２】

【００３３】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 ５０
ｖｏｌ％＋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。

【００３４】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。

【００３５】

【実施例２】ＳＵＳ３１６（Ｃｒ含量１７ｗｔ％，Ｎｉ
含量１３ｗｔ％，Ｍｏ３ｗｔ％，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（ＣＯ５０ｖｏｌ％＋Ｈ₂
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、ＳＵ
Ｓ３１６からなるＭ６ボルトの硬度はＨｖ＝８２０，非
磁性タッピングねじの硬度はＨｖ＝８６０，ＳＵＳ３１
６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１８μ
ｍ，１９μｍ，２０μｍ，２１μｍであった。

【００３６】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。

【００３７】

【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：ＲＸ３０ｖｏｌ％，Ｃ
Ｏ₂ 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％，ＨＦ３ｖ
ｏｌ％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。

【００３８】

【表３】

【００３９】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。

【００４０】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（ｃ）に示すと
おりであり、図２（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。

【００４１】

【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（Ｎ₂ ５０ｖｏｌ％＋
ＲＸ５０ｖｏｌ％）を導入し、４時間保持した後、取り
出した。

【００４２】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
のとおりであり、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。

【００４３】

【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、Ｈｖ＝９２０とＨｖ＝９８０であり、硬化
層深さは、それぞれ２６μｍ，２８μｍであった。

【００４４】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Ｈ
ｖ＝５８０，Ｈｖ＝５２０と大幅に低下した。

【００４５】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。

【００４６】

【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％，ＮＯ含量２ｗｔ％）板片およびＳＵ
Ｓ３０４（Ｃ含量０．０６ｗｔ％，Ｃｒ含量１７．５ｗ
ｔ％，Ｎｉ８ｗｔ％，残部Ｆｅ）板片ならびにＳＵＳ３
１６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、３２０
℃に加熱し、その状態でフッ素系ガス（ＮＦ₃ １０ｖｏ
ｌ％＋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。

【００４７】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（ＣＯ２０ｖ
ｏｌ％，Ｈ₂ ７５ｖｏｌ％，ＣＯ₂ １ｖｏｌ％）を吹込
み１２時間保持して浸炭処理した。

【００４８】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。

【００４９】

【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。

【００５０】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２５
０μｍ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。

【００５１】

【実施例７】ＳＵＳ３１６Ｌ材およびＳＵＳ３１０材
（Ｃ＝０．０６ｗｔ％，Ｃｒ＝２５ｗｔ％，Ｎｉ＝２
０．５ｗｔ％）ならびにＸＭ７材（Ｃ＝０．０１ｗｔ
％，Ｃｒ＝１８．５ｗｔ％，Ｎｉ＝９．０ｗｔ％，Ｃｕ
＝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。ＳＵＳ３１６Ｌ製
ボルト；Ｈｖ＝３４０、ＳＵＳ３１０製ボルト；Ｈｖ＝
３５０、ＸＭ７製ボルト；Ｈｖ＝３２０、ＳＵＳ３０４
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 ＋５ｖ
ｏｌ％ＮＦ₃ を１５分間導入した後、Ｎ₂ のみに切り換
え、４８０℃に昇温した。つぎに、Ｈ₂ ２０ｖｏｌ％＋
ＣＯ１０ｖｏｌ％＋ＣＯ₂ 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、ＳＵＳ３１
６；Ｈｖ＝８８０，深さ３８μｍ、ＳＵＳ３１０；Ｈｖ
＝９２０，深さ３０μｍ、ＸＭ７；Ｈｖ＝８９０，深さ
３３μｍ、ＳＵＳ３０４；Ｈｖ＝１０８０，深さ２０μ
ｍ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、ＳＵＳ
３１６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。

【００５２】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；Ｈｖ＝８６
０，深さ＝３５μｍ、ＳＵＳ３１０；Ｈｖ＝８８０，深
さ＝２８μｍ、ＸＭ７；Ｈｖ＝６５０，深さ＝２５μ
ｍ、ＳＵＳ３０４；Ｈｖ＝４５０，深さ＝５μｍ。ま
た、ＳＵＳ３１６，ＳＵＳ３１０，ＸＭ７の酸浸漬品を
ＪＩＳ ２３７１の塩水噴霧試験に供したが、２０００
時間を越えても発錆しなかった。

【００５３】

【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％＋ＣＯ１０ｖ
ｏｌ％＋ＣＯ₂ １ｖｏｌ％＋残部Ｎ₂ で１２時間保持し
て取り出した。頭部の表面硬度はＨｖ＝１０２０、浸炭
硬化層の深さは、４５μｍであった。つぎに５０℃の５
ｗｔ％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。

【００５４】

【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
１３ｔ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。

【００５５】

【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、２１μｍ，１
６μｍであった。

【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】（ａ）はＳＵＳ３１６未処理品のＸ線回折図で
あり、（ｂ）はＳＵＳ３１６板材の浸炭処理を４５０℃
で行った処理品のＸ線回折図であり、（ｃ）はＳＵＳ３
１６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線回折図である。

【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。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年４月１４日

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図４

【補正方法】変更

【補正内容】

【図４】

【手続補正２】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図５

【補正方法】変更

【補正内容】

【図５】

【手続補正３】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図６

【補正方法】変更

【補正内容】

【図６】 ─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年７月６日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図面の簡単な説明

【補正方法】変更

【補正内容】

【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】Ｘ線回折図であって、（ａ）はＳＵＳ３１６未
処理品のＸ線回折図であり、（ｂ）はＳＵＳ３１６板材
の浸炭処理を４５０℃で行った処理品のＸ線回折図であ
り、（ｃ）はＳＵＳ３１６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線回折図で
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。

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【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
   浸炭処理する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。
2. 【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。
3. 【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。
4. 【請求項４】 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１〜３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。
5. 【請求項５】 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１〜４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。
6. 【請求項６】 表面から１０〜７０μｍの深さの表面層
   が炭素原子の浸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
   中には粗大クロム炭化物粒子が存在していないことを特
   徴とするオーステナイト系金属製品。
7. 【請求項７】 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６に記載のオーステナイト系
   金属製品。
8. 【請求項８】 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重量％以上含
   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
   ６記載の硬質表面層をもつオーステナイト系金属製品。