JPH10102207A - 表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法 - Google Patents
表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法Info
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- JPH10102207A JPH10102207A JP25266496A JP25266496A JPH10102207A JP H10102207 A JPH10102207 A JP H10102207A JP 25266496 A JP25266496 A JP 25266496A JP 25266496 A JP25266496 A JP 25266496A JP H10102207 A JPH10102207 A JP H10102207A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 加工が容易であり且つ熱処理により母材及び
表面を高硬度化できるようにする。 【解決手段】 Ｎｉを含有するＦｅを主成分とする合金
の基材の表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡｌ
合金よりなる表面層を積層し、その後、６００℃以上の
温度に加熱保持することにより、上記基材を構成する元
素と表面層を構成する元素とを相互拡散させ、表面層の
Ａｌ元素濃度が５０重量％以上存在する状態で、１００
０℃以上の温度に加熱保持し、その後１℃／秒以上の速
度で急冷することで製造する。そしてＮｉ：５重量％〜
２５重量％、Ａｌ：３重量％〜１５重量％を含有したＦ
ｅを主成分とし、表面層にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物
が形成されて高硬度になり、母材にはＮｉ−Ａｌ系の金
属間化合物が微細分散析出されて高硬度になった表面硬
化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を得る。
表面を高硬度化できるようにする。 【解決手段】 Ｎｉを含有するＦｅを主成分とする合金
の基材の表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡｌ
合金よりなる表面層を積層し、その後、６００℃以上の
温度に加熱保持することにより、上記基材を構成する元
素と表面層を構成する元素とを相互拡散させ、表面層の
Ａｌ元素濃度が５０重量％以上存在する状態で、１００
０℃以上の温度に加熱保持し、その後１℃／秒以上の速
度で急冷することで製造する。そしてＮｉ：５重量％〜
２５重量％、Ａｌ：３重量％〜１５重量％を含有したＦ
ｅを主成分とし、表面層にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物
が形成されて高硬度になり、母材にはＮｉ−Ａｌ系の金
属間化合物が微細分散析出されて高硬度になった表面硬
化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、母材が高い剛性を
必要としさらに表面が高い硬度や耐摩耗性を必要とする
部品、例えば歯車や軸受などの機構部品や刃物、特に摺
動を繰り返すバリカンや電気かみそりの刃などに利用で
きる表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法
に関するものである。
必要としさらに表面が高い硬度や耐摩耗性を必要とする
部品、例えば歯車や軸受などの機構部品や刃物、特に摺
動を繰り返すバリカンや電気かみそりの刃などに利用で
きる表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】歯車や軸受などの機構部品や刃物、特
に、摺動を繰り返すバリカンや電気かみそりの刃などに
は、炭素鋼、高炭素ステンレス鋼、析出硬化型ステンレ
ス鋼などが使用されてきたが、表面硬度が高くないため
に耐摩耗性が悪く消耗が大きい。このため、硬度の高い
セラミックスの利用も考えられるが、靭性に欠け、また
加工が困難であるという欠点がある。そこで上記炭素
鋼、高炭素ステンレス鋼、析出硬化型ステンレス鋼など
の合金の表面にアルミナなどのセラミックスをＰＶＤ、
ＣＶＤでコーティングしたり、基材を構成するＦｅやＣ
ｒの窒化物や炭化物を浸炭・窒化法などで形成する手法
がとられている。しかしこれらの手法は工程が複雑であ
ったり、下地との密着性に問題があった。
に、摺動を繰り返すバリカンや電気かみそりの刃などに
は、炭素鋼、高炭素ステンレス鋼、析出硬化型ステンレ
ス鋼などが使用されてきたが、表面硬度が高くないため
に耐摩耗性が悪く消耗が大きい。このため、硬度の高い
セラミックスの利用も考えられるが、靭性に欠け、また
加工が困難であるという欠点がある。そこで上記炭素
鋼、高炭素ステンレス鋼、析出硬化型ステンレス鋼など
の合金の表面にアルミナなどのセラミックスをＰＶＤ、
ＣＶＤでコーティングしたり、基材を構成するＦｅやＣ
ｒの窒化物や炭化物を浸炭・窒化法などで形成する手法
がとられている。しかしこれらの手法は工程が複雑であ
ったり、下地との密着性に問題があった。
【０００３】一方、我々は、表面にアルミナを形成で
き、母材はＮｉ−Ａｌ金属間化合物の微細分散析出で高
強度・高硬度化できるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を
特開平３−１５０３３７号で開示した。しかしこの合金
は溶解時点からＡｌを多量に含有するために加工性が悪
く、溶解・鍛造・圧延工程で割れるなどの問題があり、
量産が大変困難であった。
き、母材はＮｉ−Ａｌ金属間化合物の微細分散析出で高
強度・高硬度化できるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を
特開平３−１５０３３７号で開示した。しかしこの合金
は溶解時点からＡｌを多量に含有するために加工性が悪
く、溶解・鍛造・圧延工程で割れるなどの問題があり、
量産が大変困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような事
実を考慮し、加工が容易であり且つ熱処理により母材及
び表面を高硬度化できる表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合
金及びその製造方法を提供することを課題とする。
実を考慮し、加工が容易であり且つ熱処理により母材及
び表面を高硬度化できる表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合
金及びその製造方法を提供することを課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の表面硬化Ｆｅ−
Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法は、Ｎｉを含有する
Ｆｅ系合金の基材に純ＡｌあるいはＡｌ合金からなる表
面層を、場合によっては中間層も形成し、その後、熱処
理で基材を構成せる元素と表面層（や中間層）を構成す
る元素を相互拡散させることにより、微細分散析出した
Ｎｉ−Ａｌ系金属間化合物で母材（基材）を硬化、高強
度化すると同時に、表面にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を
形成して表面硬化するものである。
Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法は、Ｎｉを含有する
Ｆｅ系合金の基材に純ＡｌあるいはＡｌ合金からなる表
面層を、場合によっては中間層も形成し、その後、熱処
理で基材を構成せる元素と表面層（や中間層）を構成す
る元素を相互拡散させることにより、微細分散析出した
Ｎｉ−Ａｌ系金属間化合物で母材（基材）を硬化、高強
度化すると同時に、表面にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を
形成して表面硬化するものである。
【０００６】そこで本発明の表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ
系合金は、Ｎｉ：５重量％〜２５重量％、Ａｌ：３重量
％〜１５重量％を含有したＦｅを主成分とせるＦｅ−Ｎ
ｉ−Ａｌ系合金であって、表面層にＡｌ−Ｆｅ系の金属
間化合物が形成されて高硬度であり、また母材にはＮｉ
−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析出されて高硬度で
あることを特徴とする。このように表面層にＡｌ−Ｆｅ
系の金属間化合物が形成されると共に母材にＮｉ−Ａｌ
系の金属間化合物が微細分散析出されて高硬化・高耐摩
耗化ができる また本発明の表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金の製造方
法は、Ｎｉを含有するＦｅを主成分とする合金の基材の
表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡｌ合金より
なる表面層をクラッド圧延或は溶解メッキ法によって積
層し、その後、６００℃以上の温度に加熱保持すること
により、上記基材を構成する元素と表面層を構成する元
素とを相互拡散させ、表面層のＡｌ元素濃度が５０重量
％以上存在する状態で、１０００℃以上の温度に加熱保
持し、その後１℃／秒以上の速度で急冷することで表面
及び母材が硬化したＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を得ること
を特徴とする。このようして上記の表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ
−Ａｌ系合金が得られるが、この表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−
Ａｌ系合金の表面層にはＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が
熱拡散を利用して傾斜組成的に形成されて高硬度となる
と共に下地の基材と高密着する。また母材は基材に含有
されていたＮｉと表面から熱拡散で固溶したＡｌ元素で
形成されたＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析出
して高硬度となる。
系合金は、Ｎｉ：５重量％〜２５重量％、Ａｌ：３重量
％〜１５重量％を含有したＦｅを主成分とせるＦｅ−Ｎ
ｉ−Ａｌ系合金であって、表面層にＡｌ−Ｆｅ系の金属
間化合物が形成されて高硬度であり、また母材にはＮｉ
−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析出されて高硬度で
あることを特徴とする。このように表面層にＡｌ−Ｆｅ
系の金属間化合物が形成されると共に母材にＮｉ−Ａｌ
系の金属間化合物が微細分散析出されて高硬化・高耐摩
耗化ができる また本発明の表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金の製造方
法は、Ｎｉを含有するＦｅを主成分とする合金の基材の
表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡｌ合金より
なる表面層をクラッド圧延或は溶解メッキ法によって積
層し、その後、６００℃以上の温度に加熱保持すること
により、上記基材を構成する元素と表面層を構成する元
素とを相互拡散させ、表面層のＡｌ元素濃度が５０重量
％以上存在する状態で、１０００℃以上の温度に加熱保
持し、その後１℃／秒以上の速度で急冷することで表面
及び母材が硬化したＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を得ること
を特徴とする。このようして上記の表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ
−Ａｌ系合金が得られるが、この表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−
Ａｌ系合金の表面層にはＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が
熱拡散を利用して傾斜組成的に形成されて高硬度となる
と共に下地の基材と高密着する。また母材は基材に含有
されていたＮｉと表面から熱拡散で固溶したＡｌ元素で
形成されたＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析出
して高硬度となる。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明の表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａ
ｌ系合金は、Ｎｉを含有するＦｅを主成分とする合金の
基材の表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡｌ合
金よりなる表面層をクラッド圧延或は溶解メッキ法によ
って積層し、その後、６００℃以上の温度に加熱保持す
ることにより、上記基材を構成する元素と表面層を構成
する元素とを相互拡散させ、表面層のＡｌ元素濃度が５
０重量％以上存在する状態で、１０００℃以上の温度に
加熱保持し、その後１℃／秒以上の速度で急冷すること
で製造されるものであり、Ｎｉ：５重量％〜２５重量
％、Ａｌ：３重量％〜１５重量％を含有したＦｅを主成
分とし、表面層にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が形成さ
れて高硬度になり、母材にはＮｉ−Ａｌ系の金属間化合
物が微細分散析出されて高硬度になったものである。
ｌ系合金は、Ｎｉを含有するＦｅを主成分とする合金の
基材の表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡｌ合
金よりなる表面層をクラッド圧延或は溶解メッキ法によ
って積層し、その後、６００℃以上の温度に加熱保持す
ることにより、上記基材を構成する元素と表面層を構成
する元素とを相互拡散させ、表面層のＡｌ元素濃度が５
０重量％以上存在する状態で、１０００℃以上の温度に
加熱保持し、その後１℃／秒以上の速度で急冷すること
で製造されるものであり、Ｎｉ：５重量％〜２５重量
％、Ａｌ：３重量％〜１５重量％を含有したＦｅを主成
分とし、表面層にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が形成さ
れて高硬度になり、母材にはＮｉ−Ａｌ系の金属間化合
物が微細分散析出されて高硬度になったものである。
【０００８】このＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金の最終形態は
図１のようになっている。この図で符号１に示す部分は
表面層のＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が形成された部
分、２は母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分
散析出された部分、３は母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間
化合物である。このように形成されたＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ
系合金の表面のＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物は、Ａｌ3
Ｆｅ，Ａｌ2 Ｆｅ，ＡｌＦｅ、ＡｌＦｅ3 などの平衡相
だけでなく非平衡相もＸ線回折で確認されており、マイ
クロヴィッカース硬度Ｈｖ＝８００〜１５００の値を示
す。極表面から硬度分布を測定すると、表面層が最も硬
度が高く、深さ方向に徐々にて低減して母材中硬度に連
続的に近づく。Ａｌの元素濃度分布は、極表面が最も高
く内部に行くにつれて低減して母材中濃度に近づく。一
方、Ｆｅの元素濃度はＡｌと逆に表面が最も低く内部に
入るにつれて増加して母材中濃度に近づく。このように
成分元素濃度や硬度が母材−表面間で滑らかに連続的に
変化しているために、従来のコーテイング法などによる
不連続性とは根本的に異なり、表面硬化層の密着性が改
善されている。また母材は図１に示すように基材に含有
されていたＮｉと表面から熱拡散で固溶したＡｌ元素で
形成されたＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析出
して高硬度となる。またＸ線回折ではＮｉ−Ａｌ系の金
属間化合物として同定される析出物のサイズは（走査電
子顕微鏡観察）直径が数μあるいはそれ以下であり、母
材の強化・硬化に寄与している。
図１のようになっている。この図で符号１に示す部分は
表面層のＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が形成された部
分、２は母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分
散析出された部分、３は母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間
化合物である。このように形成されたＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ
系合金の表面のＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物は、Ａｌ3
Ｆｅ，Ａｌ2 Ｆｅ，ＡｌＦｅ、ＡｌＦｅ3 などの平衡相
だけでなく非平衡相もＸ線回折で確認されており、マイ
クロヴィッカース硬度Ｈｖ＝８００〜１５００の値を示
す。極表面から硬度分布を測定すると、表面層が最も硬
度が高く、深さ方向に徐々にて低減して母材中硬度に連
続的に近づく。Ａｌの元素濃度分布は、極表面が最も高
く内部に行くにつれて低減して母材中濃度に近づく。一
方、Ｆｅの元素濃度はＡｌと逆に表面が最も低く内部に
入るにつれて増加して母材中濃度に近づく。このように
成分元素濃度や硬度が母材−表面間で滑らかに連続的に
変化しているために、従来のコーテイング法などによる
不連続性とは根本的に異なり、表面硬化層の密着性が改
善されている。また母材は図１に示すように基材に含有
されていたＮｉと表面から熱拡散で固溶したＡｌ元素で
形成されたＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析出
して高硬度となる。またＸ線回折ではＮｉ−Ａｌ系の金
属間化合物として同定される析出物のサイズは（走査電
子顕微鏡観察）直径が数μあるいはそれ以下であり、母
材の強化・硬化に寄与している。
【０００９】次に本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金の構
成元素について述べる。Ｎｉは５重量％〜２５重量％で
ある。このＮｉが５重量％未満であると、Ｎｉ−Ａｌ系
の金属間化合物の形成量が少なく、母材の強化・硬化が
不十分である。また、Ｎｉが２５重量％を越えるとＮｉ
−Ａｌ系の金属間化合物を形成しないＮｉが母材に固溶
し、逆に母材が軟化するので２５重量％以下が好まし
い。
成元素について述べる。Ｎｉは５重量％〜２５重量％で
ある。このＮｉが５重量％未満であると、Ｎｉ−Ａｌ系
の金属間化合物の形成量が少なく、母材の強化・硬化が
不十分である。また、Ｎｉが２５重量％を越えるとＮｉ
−Ａｌ系の金属間化合物を形成しないＮｉが母材に固溶
し、逆に母材が軟化するので２５重量％以下が好まし
い。
【００１０】Ａｌは３重量％〜１５重量％である。Ａｌ
が３重量％未満であるとＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物の
形成量が少なく、母材の強化・硬化が不十分である。ま
たＡｌが１５重量％を越えると母材が脆化するので１５
重量％以下が好ましい。Ｎｉ，Ａｌ以外の残部はＦｅか
らなる。このように本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金は
Ｆｅ，Ｎｉ，Ａｌ元素を含有するが、Ｃｒなどの市販の
ステンレス鋼の構成元素、あるいは不可避に混入する
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ等を含有していてもよい。Ｃｒ
はステンレス鋼の主たる構成元素であり、また、本発明
の製造方法ではＣｒを含んでいると、Ａｌ−Ｃｒ系の金
属間化合物を表面層に形成して表面層の硬化にＦｅ同様
寄与することを確認できている。
が３重量％未満であるとＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物の
形成量が少なく、母材の強化・硬化が不十分である。ま
たＡｌが１５重量％を越えると母材が脆化するので１５
重量％以下が好ましい。Ｎｉ，Ａｌ以外の残部はＦｅか
らなる。このように本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金は
Ｆｅ，Ｎｉ，Ａｌ元素を含有するが、Ｃｒなどの市販の
ステンレス鋼の構成元素、あるいは不可避に混入する
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ等を含有していてもよい。Ｃｒ
はステンレス鋼の主たる構成元素であり、また、本発明
の製造方法ではＣｒを含んでいると、Ａｌ−Ｃｒ系の金
属間化合物を表面層に形成して表面層の硬化にＦｅ同様
寄与することを確認できている。
【００１１】次に本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金の製
造方法についてさらに詳しく述べる。Ｎｉを含有するＦ
ｅを主成分とする合金を圧延などの加工方法により所望
の厚さの板や柱形状にする。Ｎｉを含有するＦｅを主成
分とする合金とは、例えばオーステナイト系のステンレ
ス鋼や、Ｎｉを含有するＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉフェライト系
のステンレス鋼が好適であるが、必ずしもこれに限定す
るものでない。
造方法についてさらに詳しく述べる。Ｎｉを含有するＦ
ｅを主成分とする合金を圧延などの加工方法により所望
の厚さの板や柱形状にする。Ｎｉを含有するＦｅを主成
分とする合金とは、例えばオーステナイト系のステンレ
ス鋼や、Ｎｉを含有するＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉフェライト系
のステンレス鋼が好適であるが、必ずしもこれに限定す
るものでない。
【００１２】このＮｉを含有するＦｅを主成分とする合
金の基材の表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡ
ｌ合金よりなる表面層を積層する。Ａｌを主成分とする
合金とは、ジュラルミンなどの市販のＡｌ合金でよい
が、特に限定しない。積層方法はクラッド圧延や溶融Ａ
ｌあるいは溶融Ａｌ合金メッキなどがある。その量は、
得られる成分構成比にあわせることが好ましい。構成比
から外れると上述のようにその効果が充分でなくなる。
金の基材の表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡ
ｌ合金よりなる表面層を積層する。Ａｌを主成分とする
合金とは、ジュラルミンなどの市販のＡｌ合金でよい
が、特に限定しない。積層方法はクラッド圧延や溶融Ａ
ｌあるいは溶融Ａｌ合金メッキなどがある。その量は、
得られる成分構成比にあわせることが好ましい。構成比
から外れると上述のようにその効果が充分でなくなる。
【００１３】上記のように積層した後、６００℃以上の
温度に加熱・保持することにより基材を構成する元素
と、表面層を構成する元素を相互拡散させる。加熱温度
が高い程元素の拡散速度が大きくなる。そのため、６０
０℃以上は必要であり、好ましくは、Ａｌ元素の融点で
ある６６０℃以上ある。雰囲気は大気中でも問題なく、
特に限定するものでない。
温度に加熱・保持することにより基材を構成する元素
と、表面層を構成する元素を相互拡散させる。加熱温度
が高い程元素の拡散速度が大きくなる。そのため、６０
０℃以上は必要であり、好ましくは、Ａｌ元素の融点で
ある６６０℃以上ある。雰囲気は大気中でも問題なく、
特に限定するものでない。
【００１４】上記のようにＡｌ元素が基材内部（母材）
まで拡散し、且つ極表面のＡｌ元素濃度が５０重量％以
上存在する状態で、１０００℃以上の温度に加熱・保持
し、その後１℃／秒以上の速度で急冷する。表面のＡｌ
元素濃度が５０重量％以上存在しないと、１０００℃以
上の温度に加熱した時Ａｌの拡散速度が極めて大きくて
母材に完全に固溶し、表面の硬化層を形成できない。ま
た、１０００℃以上に加熱しないと、母材中にすでに形
成されて析出したＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が母材中
に再び固溶せず、大きなサイズ（直径が数μ以上）のま
ま急冷で固結されるために母材を硬化できない。この場
合、加熱温度が１２５０℃以上になると、母材の結晶粒
が粗大化し脆化するので１２５０℃未満が好ましい。こ
のときの雰囲気は大気中でもよく、特に限定するもので
ない。さらに急冷速度は、１℃／秒未満では、急冷時に
Ｎｉ−Ａｌ系の金属間化合物が再析出・粗大化するので
１℃／秒以上必要である。
まで拡散し、且つ極表面のＡｌ元素濃度が５０重量％以
上存在する状態で、１０００℃以上の温度に加熱・保持
し、その後１℃／秒以上の速度で急冷する。表面のＡｌ
元素濃度が５０重量％以上存在しないと、１０００℃以
上の温度に加熱した時Ａｌの拡散速度が極めて大きくて
母材に完全に固溶し、表面の硬化層を形成できない。ま
た、１０００℃以上に加熱しないと、母材中にすでに形
成されて析出したＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が母材中
に再び固溶せず、大きなサイズ（直径が数μ以上）のま
ま急冷で固結されるために母材を硬化できない。この場
合、加熱温度が１２５０℃以上になると、母材の結晶粒
が粗大化し脆化するので１２５０℃未満が好ましい。こ
のときの雰囲気は大気中でもよく、特に限定するもので
ない。さらに急冷速度は、１℃／秒未満では、急冷時に
Ｎｉ−Ａｌ系の金属間化合物が再析出・粗大化するので
１℃／秒以上必要である。
【００１５】
【実施例】以下本発明を実施例によりさらに詳細に説明
する。 ［実施例１］オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３０
４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞれ厚さ０．０
２ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、０．２８ｍｍ
の厚さの積層板を得た。この積層板を大気中で７００℃
で３分加熱・空冷後、１１５０℃で１５秒加熱し、１０
℃／秒の速度で空冷した。これにより表面から０．０１
ｍｍの厚さの硬化層を得た。
する。 ［実施例１］オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３０
４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞれ厚さ０．０
２ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、０．２８ｍｍ
の厚さの積層板を得た。この積層板を大気中で７００℃
で３分加熱・空冷後、１１５０℃で１５秒加熱し、１０
℃／秒の速度で空冷した。これにより表面から０．０１
ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００１６】［実施例２］オーステナイト系ステンレス
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面に厚さ
０．０３ｍｍのＡｌ−１０重量％Ｆｅ合金の溶融メッキ
を行い、０．３１ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層
板を６６０℃で１０分加熱・空冷後、１２００℃で５秒
加熱し、２℃／秒の速度で空冷した。これにより表面か
ら０．０１ｍｍの厚さの硬化層を得た。
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面に厚さ
０．０３ｍｍのＡｌ−１０重量％Ｆｅ合金の溶融メッキ
を行い、０．３１ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層
板を６６０℃で１０分加熱・空冷後、１２００℃で５秒
加熱し、２℃／秒の速度で空冷した。これにより表面か
ら０．０１ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００１７】［実施例３］オーステナイト系ステンレス
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞ
れ厚さ０．０２ｍｍのＡｌ−１０重量％Ｆｅ合金ホイル
をクラッド圧延し、０．２８ｍｍの厚さの積層板を得
た。この積層板を１１００℃で４５秒加熱後、５℃／秒
の速度で空冷した。これにより、表面から０．００５ｍ
ｍの厚さの硬化層を得た。
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞ
れ厚さ０．０２ｍｍのＡｌ−１０重量％Ｆｅ合金ホイル
をクラッド圧延し、０．２８ｍｍの厚さの積層板を得
た。この積層板を１１００℃で４５秒加熱後、５℃／秒
の速度で空冷した。これにより、表面から０．００５ｍ
ｍの厚さの硬化層を得た。
【００１８】［実施例４］フェライト系のＦｅ−２０重
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面にそれ
ぞれ厚さ０．１ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、
０．７５ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を７０
０℃で１０分加熱・空冷後、１０５０℃で３分加熱し、
５℃／秒の速度で空冷した。これにより表面から０．０
５ｍｍの厚さの硬化層を得た。
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面にそれ
ぞれ厚さ０．１ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、
０．７５ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を７０
０℃で１０分加熱・空冷後、１０５０℃で３分加熱し、
５℃／秒の速度で空冷した。これにより表面から０．０
５ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００１９】［実施例５］フェライト系のＦｅ−２０重
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面に厚さ
０．０７５ｍｍのＡｌ−１０重量％Ｆｅ合金の溶融メッ
キを行い、０．８５ｍｍの厚さの積層板を得た。この積
層板を９００℃で１分加熱・空冷後、１２００℃で４５
秒加熱し、１０℃／秒で空冷した。これにより表面から
０．０４ｍｍの厚さの硬化層を得た。
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面に厚さ
０．０７５ｍｍのＡｌ−１０重量％Ｆｅ合金の溶融メッ
キを行い、０．８５ｍｍの厚さの積層板を得た。この積
層板を９００℃で１分加熱・空冷後、１２００℃で４５
秒加熱し、１０℃／秒で空冷した。これにより表面から
０．０４ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００２０】［実施例６］フェライト系のＦｅ−２０重
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面に厚さ
０．０７５ｍｍの純Ａｌの溶融メッキを行い、０．８５
ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を１１００℃で
２分加熱し、１℃／秒の速度で空冷した。これにより表
面から０．０７ｍｍの厚さの硬化層を得た。
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面に厚さ
０．０７５ｍｍの純Ａｌの溶融メッキを行い、０．８５
ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を１１００℃で
２分加熱し、１℃／秒の速度で空冷した。これにより表
面から０．０７ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００２１】［比較例１］フェライト系のＦｅ−１８重
量％Ｃｒ−２重量％Ｎｉ合金の厚さ０．２５ｍｍの板の
両面にそれぞれ厚さ０．０２ｍｍの純Ａｌホイルをクラ
ッド圧延し、０．２８ｍｍの厚さの積層板を得た。この
積層板を大気中で７００℃の温度で１分加熱・空冷後、
１１５０℃で１５秒加熱し、１０℃／秒の速度で空冷し
た。これにより表面から０．０１ｍｍの厚さの硬化層を
得た。
量％Ｃｒ−２重量％Ｎｉ合金の厚さ０．２５ｍｍの板の
両面にそれぞれ厚さ０．０２ｍｍの純Ａｌホイルをクラ
ッド圧延し、０．２８ｍｍの厚さの積層板を得た。この
積層板を大気中で７００℃の温度で１分加熱・空冷後、
１１５０℃で１５秒加熱し、１０℃／秒の速度で空冷し
た。これにより表面から０．０１ｍｍの厚さの硬化層を
得た。
【００２２】［比較例２］Ｆｅ−３０重量％Ｎｉ合金の
厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞれ厚さ０．０２ｍ
ｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、０．２８ｍｍ厚の
積層板を得た。この積層板を大気中で６６０℃の温度で
２分加熱・空冷後、１１００℃で３０秒加熱し、５℃／
秒の速度で空冷した。これにより表面から０．０１ｍｍ
の厚さの硬化層を得た。
厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞれ厚さ０．０２ｍ
ｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、０．２８ｍｍ厚の
積層板を得た。この積層板を大気中で６６０℃の温度で
２分加熱・空冷後、１１００℃で３０秒加熱し、５℃／
秒の速度で空冷した。これにより表面から０．０１ｍｍ
の厚さの硬化層を得た。
【００２３】［比較例３］オーステナイト系ステンレス
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞ
れ厚さ０．０５ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、
０．２８ｍｍの厚さ積層板を得た。この積層板を大気中
で６６０℃の温度で２分加熱・空冷後、１０５０℃で１
分加熱し、５℃／秒の速度で空冷した。これにより表面
から０．０２ｍｍの厚さの硬化層を得た。
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞ
れ厚さ０．０５ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、
０．２８ｍｍの厚さ積層板を得た。この積層板を大気中
で６６０℃の温度で２分加熱・空冷後、１０５０℃で１
分加熱し、５℃／秒の速度で空冷した。これにより表面
から０．０２ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００２４】［比較例４］フェライト系のＦｅ−２０重
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面にそれ
ぞれ厚さ０．０２ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延
し、０．７２ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を
７００℃で１０分加熱・空冷後、１０５０℃で３分加熱
し、５℃／秒の速度で空冷した。これにより表面から
０．００２ｍｍの厚さの硬化層を得た。
量％Ｃｒ−１８重量％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面にそれ
ぞれ厚さ０．０２ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延
し、０．７２ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を
７００℃で１０分加熱・空冷後、１０５０℃で３分加熱
し、５℃／秒の速度で空冷した。これにより表面から
０．００２ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００２５】［比較例５］オーステナイト系ステンレス
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞ
れ厚さ０．０２ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、
０．２８ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を大気
中で７００℃の温度で３分加熱・空冷後、９５０℃で２
分加熱し、１０℃／秒の速度で空冷した。これにより表
面から０．０１ｍｍの厚さの硬化層を得た。
鋼ＳＵＳ３０４の厚さ０．２５ｍｍの板の両面にそれぞ
れ厚さ０．０２ｍｍの純Ａｌホイルをクラッド圧延し、
０．２８ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を大気
中で７００℃の温度で３分加熱・空冷後、９５０℃で２
分加熱し、１０℃／秒の速度で空冷した。これにより表
面から０．０１ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００２６】［比較例６］フェライト系のＦｅ−２０重
量％Ｃｒ−１８重要％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面に厚さ
０．０７５ｍｍの純Ａｌの溶融メッキを行い、０．８５
ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を１１００℃で
２分加熱し、０．５℃／秒の速度で空冷した。これによ
り表面から０．０７ｍｍの厚さの硬化層を得た。
量％Ｃｒ−１８重要％Ｎｉ合金を真空溶解し、熱間鍛造
・圧延で厚さ０．７ｍｍの板を作製し、この両面に厚さ
０．０７５ｍｍの純Ａｌの溶融メッキを行い、０．８５
ｍｍの厚さの積層板を得た。この積層板を１１００℃で
２分加熱し、０．５℃／秒の速度で空冷した。これによ
り表面から０．０７ｍｍの厚さの硬化層を得た。
【００２７】上記の実施例１乃至実施例６、比較例１乃
至比較例６の母材並びに表面層の硬度の測定結果を表１
に示す。
至比較例６の母材並びに表面層の硬度の測定結果を表１
に示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【発明の効果】本発明は叙述のように微細分散析出した
Ｎｉ−Ａｌ系の金属間化合物で母材を硬化、高硬度化す
ると同時に、表面にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成
して表面硬化することができて、表面層並びに母材が高
硬化・高耐摩耗化ができるものであり、また表面層には
Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が熱拡散を利用して傾斜組
成的に形成されて高硬度となるために表面層と母材の密
着性が確保できるものであり、さらに熱処理法により表
面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を容易に製造できるもの
である。
Ｎｉ−Ａｌ系の金属間化合物で母材を硬化、高硬度化す
ると同時に、表面にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成
して表面硬化することができて、表面層並びに母材が高
硬化・高耐摩耗化ができるものであり、また表面層には
Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が熱拡散を利用して傾斜組
成的に形成されて高硬度となるために表面層と母材の密
着性が確保できるものであり、さらに熱処理法により表
面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金を容易に製造できるもの
である。
【図１】本発明の表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金の最
終形態を説明する説明図である。
終形態を説明する説明図である。
１ 表面層のＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が形成された
部分 ２ 母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析
出された部分 ３ 母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物
部分 ２ 母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析
出された部分 ３ 母材中のＮｉ−Ａｌ系の金属間化合物
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｎｉ：５重量％〜２５重量％、Ａｌ：３
重量％〜１５重量％を含有したＦｅを主成分とせるＦｅ
−Ｎｉ−Ａｌ系合金であって、表面層にＡｌ−Ｆｅ系の
金属間化合物が形成されて高硬度であり、また母材には
Ｎｉ−Ａｌ系の金属間化合物が微細分散析出されて高硬
度であることを特徴とする表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系
合金。 - 【請求項２】 Ｎｉを含有するＦｅを主成分とする合金
の基材の表面に純ＡｌあるいはＡｌを主成分とするＡｌ
合金よりなる表面層を積層し、その後、６００℃以上の
温度に加熱保持することにより、上記基材を構成する元
素と表面層を構成する元素とを相互拡散させ、表面層の
Ａｌ元素濃度が５０重量％以上存在する状態で、１００
０℃以上の温度に加熱保持し、その後１℃／秒以上の速
度で急冷することで表面及び母材が硬化したＦｅ−Ｎｉ
−Ａｌ系合金を得ることを特徴とする表面硬化Ｆｅ−Ｎ
ｉ−Ａｌ系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25266496A JPH10102207A (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25266496A JPH10102207A (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10102207A true JPH10102207A (ja) | 1998-04-21 |
Family
ID=17240518
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25266496A Withdrawn JPH10102207A (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 表面硬化Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10102207A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018211740A1 (ja) * | 2017-05-16 | 2018-11-22 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウムめっき膜及びアルミニウムめっき膜の製造方法 |
-
1996
- 1996-09-25 JP JP25266496A patent/JPH10102207A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018211740A1 (ja) * | 2017-05-16 | 2018-11-22 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウムめっき膜及びアルミニウムめっき膜の製造方法 |
| CN110546312A (zh) * | 2017-05-16 | 2019-12-06 | 住友电气工业株式会社 | 一种镀铝膜及用于制备镀铝膜的方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20031202 |