JPS6237346A - 高窒素含有オーステナイト系焼結ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
高窒素含有オーステナイト系焼結ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPS6237346A JPS6237346A JP17552485A JP17552485A JPS6237346A JP S6237346 A JPS6237346 A JP S6237346A JP 17552485 A JP17552485 A JP 17552485A JP 17552485 A JP17552485 A JP 17552485A JP S6237346 A JPS6237346 A JP S6237346A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、高窒素含有オーステナイト系焼結合金および
その製造方法に関する。
その製造方法に関する。
詳述すれば、本発明は粉末冶金法を利用して、Ｎ供給源
として窒化物微粉を利用した高窒素含有オーステナイト
系焼結合金およびその製造方法に関する。
として窒化物微粉を利用した高窒素含有オーステナイト
系焼結合金およびその製造方法に関する。
（従来の技術）
ＮはＣ，Ｎｊ、 Ｍｎ、 Ｃｏとならんで代表的なオー
ステナイト生成元素であり、耐食性、特に耐孔食性およ
び耐隙間腐食性を改善する元素としてならびに高温にお
ける鋼の引張強度を高める元素として添加されてきた。
ステナイト生成元素であり、耐食性、特に耐孔食性およ
び耐隙間腐食性を改善する元素としてならびに高温にお
ける鋼の引張強度を高める元素として添加されてきた。
しかしながら、従来の溶解材においては溶鋼中への溶解
度、凝固時の気泡発生、バブリングの問題より添加量に
限界があり市販鋼においては特殊な耐熱高強度鋼である
高Ｍｎ含有鋼に高々０．４５％程度含有されている例を
みる程度である。
度、凝固時の気泡発生、バブリングの問題より添加量に
限界があり市販鋼においては特殊な耐熱高強度鋼である
高Ｍｎ含有鋼に高々０．４５％程度含有されている例を
みる程度である。
例えば、高Ｎ含有鋼に関する公知文献としては以下のよ
うなものが挙げられる。
うなものが挙げられる。
特公昭５０−８９６７号、特開昭５６−２０１５１号、
特公昭４１−１４８０５号、同５１−２９９６６号、同
５１−３１０８６、同５１−３１０８７号、同５１−３
１２０３号、同５０−４１７２号、同５０−５６５０号
、同５Ｏ−４４ｓ８ｓこれらはいずれも溶解法によるも
のであるが、従来にあっても高Ｎ化の利点は十分に認識
されており、そのために多くの努力がかされられてきた
ことが分かる。
特公昭４１−１４８０５号、同５１−２９９６６号、同
５１−３１０８６、同５１−３１０８７号、同５１−３
１２０３号、同５０−４１７２号、同５０−５６５０号
、同５Ｏ−４４ｓ８ｓこれらはいずれも溶解法によるも
のであるが、従来にあっても高Ｎ化の利点は十分に認識
されており、そのために多くの努力がかされられてきた
ことが分かる。
その他、高圧力雰囲気下での溶解、鋳造といった方法で
の高Ｎ化も考えられるが、小規模実験的にはともかく、
工業的規模での実用化は甚だ困難であり、装置上の制約
も極めて大きい。
の高Ｎ化も考えられるが、小規模実験的にはともかく、
工業的規模での実用化は甚だ困難であり、装置上の制約
も極めて大きい。
例えば、１日本金属学会誌Ｊ Ｖｏｌ、３４、ｌｔ２
、１９７０、ｐｐ、 １８８〜１９４には高温高圧下で
Ｎを平衡させる実験結果が述べられており、それによれ
ばＦｅ −Ｍｎ （２７％Ｍｎ）鋼についてほぼ１．４
％のＮ２が吸収されたことが報告されている。
、１９７０、ｐｐ、 １８８〜１９４には高温高圧下で
Ｎを平衡させる実験結果が述べられており、それによれ
ばＦｅ −Ｍｎ （２７％Ｍｎ）鋼についてほぼ１．４
％のＮ２が吸収されたことが報告されている。
このように従来より高Ｎ化には多くの努力が払われてき
たのであったが、未だそれを工業的規模で実用化するこ
とは勿論、窒素の固溶限を超えて添加することは不可能
と考えられていたのが現状であった。
たのであったが、未だそれを工業的規模で実用化するこ
とは勿論、窒素の固溶限を超えて添加することは不可能
と考えられていたのが現状であった。
なお、粉末冶金法により鉄系粉末と金属窒化物粉末とか
ら焼結晶を製造することは切削工具および軸受などの耐
摩耗用として知られている（例：特開昭５６−７７３６
０号および特公昭５７−５４５３９号）。
ら焼結晶を製造することは切削工具および軸受などの耐
摩耗用として知られている（例：特開昭５６−７７３６
０号および特公昭５７−５４５３９号）。
しかしながら、これらはいずれも窒化物それ自体の高温
下での安定性、耐熱性をそのまま利用しようとするもの
であり、固溶Ｎｉを増大させそれによりオーステナイト
Ｍ１織化を図るということは行われていなかった。また
その場合の窒化物は炭化物と均等物と考えられるもので
ある。
下での安定性、耐熱性をそのまま利用しようとするもの
であり、固溶Ｎｉを増大させそれによりオーステナイト
Ｍ１織化を図るということは行われていなかった。また
その場合の窒化物は炭化物と均等物と考えられるもので
ある。
（発明が解決しようとする問題点）
耐孔食性、耐隙間腐食性の改善、あるいは高強度化とい
った観点からは鋼中のＮ濃度は高い程望ましいがＮはガ
ス成分であるため溶鋼中への固溶度には限界があり、さ
らには凝固時の気泡発生防止の面から添加量は上限が決
まっている。従来においてはステンレス溶鋼中への固溶
量を増大させる目的より高Ｍｎ化等の成分調整あるいは
加圧下での溶解、鋳造といった方法が採用されていたが
、Ｎの添加量は高々０．４５％程度であった（例：特公
昭５０−．８９６７号）。
った観点からは鋼中のＮ濃度は高い程望ましいがＮはガ
ス成分であるため溶鋼中への固溶度には限界があり、さ
らには凝固時の気泡発生防止の面から添加量は上限が決
まっている。従来においてはステンレス溶鋼中への固溶
量を増大させる目的より高Ｍｎ化等の成分調整あるいは
加圧下での溶解、鋳造といった方法が採用されていたが
、Ｎの添加量は高々０．４５％程度であった（例：特公
昭５０−．８９６７号）。
本発明の目的は従来の溶製法、造塊法、あるいは鋳造法
では製造が困難であった高窒素含有オーステナイト系合
金およびその製造方法を提供することにある。
では製造が困難であった高窒素含有オーステナイト系合
金およびその製造方法を提供することにある。
本発明の別の目的は耐孔食性、耐隙間腐食性に著しく優
れた高窒素含有高耐食オーステナイト系合金およびその
製造方法を提供することにある。
れた高窒素含有高耐食オーステナイト系合金およびその
製造方法を提供することにある。
本発明の他の目的は耐孔食性、耐隙間腐食性が著しく優
れ、かつ高強度の高窒素含有高耐食オーステナイト系合
金およびその製造方法を提供することにある。
れ、かつ高強度の高窒素含有高耐食オーステナイト系合
金およびその製造方法を提供することにある。
また、本発明の他の目的は高温での耐酸化性に著しく優
れた高強度高窒素含有オーステナイト系合金およびその
製造方法を提供することにある。
れた高強度高窒素含有オーステナイト系合金およびその
製造方法を提供することにある。
（問題点を解決するための手段）
ここに、本発明の要旨とするところは、マルテンサイト
系、フェライト系、二相系、またはオーステナイト系合
金粉末に由来するマトリクス相と周囲を取り囲むように
存在するＮ拡散相を有する、金属窒化物微粉に由来する
分散相とから成り、理論密度の９５％以上の密度であっ
て平均Ｎ含有量が０．５％以上である、耐食性にすぐれ
た高窒素含有オーステナイト系焼結合金である。
系、フェライト系、二相系、またはオーステナイト系合
金粉末に由来するマトリクス相と周囲を取り囲むように
存在するＮ拡散相を有する、金属窒化物微粉に由来する
分散相とから成り、理論密度の９５％以上の密度であっ
て平均Ｎ含有量が０．５％以上である、耐食性にすぐれ
た高窒素含有オーステナイト系焼結合金である。
さらに別の特徴によれば、本発明は、金属窒化物微粉と
合金粉との未焼結混合体を金属容器内に充填し、脱気、
密封した後、高密度化および焼結を行い、続いて得られ
た焼結体を９００℃以上、融点以下の温度に保持して金
属窒化物中のＮを合金側へ拡散させる工程を含む高窒素
含有オーステナイト系合金の製造方法である。
合金粉との未焼結混合体を金属容器内に充填し、脱気、
密封した後、高密度化および焼結を行い、続いて得られ
た焼結体を９００℃以上、融点以下の温度に保持して金
属窒化物中のＮを合金側へ拡散させる工程を含む高窒素
含有オーステナイト系合金の製造方法である。
すなわち、本発明によれば、従来、材料の溶解そして窒
素の固溶という工程を採用していたために起こっていた
前述の如き問題に対し、粉末冶金法の技術を利用するこ
とによりその問題を一挙に解決しようとするものである
。窒素は最初から固体状態、つまり化合物の形態で添加
されるから固溶限、バブリングなどの問題はなく、しか
も拡散処理工程を経ることによって微粉の形態で添加さ
れた窒素化合物は分解してしまいそれに伴って窒素の拡
散も加速されるのである。このため、本発明にあっては
、金属窒化物は微粉形態で添加する。
素の固溶という工程を採用していたために起こっていた
前述の如き問題に対し、粉末冶金法の技術を利用するこ
とによりその問題を一挙に解決しようとするものである
。窒素は最初から固体状態、つまり化合物の形態で添加
されるから固溶限、バブリングなどの問題はなく、しか
も拡散処理工程を経ることによって微粉の形態で添加さ
れた窒素化合物は分解してしまいそれに伴って窒素の拡
散も加速されるのである。このため、本発明にあっては
、金属窒化物は微粉形態で添加する。
好ましくは粒径８０μｍ以下の微粉であり、さらに望ま
しくは１０μｍ以下であるのがよい。このようにして生
成される窒素拡散相の存在は本発明にかかる焼結合金の
冶金学的組織を特徴づけるものである。
しくは１０μｍ以下であるのがよい。このようにして生
成される窒素拡散相の存在は本発明にかかる焼結合金の
冶金学的組織を特徴づけるものである。
（作用）
次に、本発明における製造工程について詳細に説明する
。
。
まず、本発明によれば、ステンレス鋼粉と金属窒化物粉
末とを均一に混合した後、鋼製カプセルに充填し、常温
または加熱しながら真空に引いて内部を脱気し、または
脱気後、鋼製カプセル内にＮ２ガスを充填し密閉する。
末とを均一に混合した後、鋼製カプセルに充填し、常温
または加熱しながら真空に引いて内部を脱気し、または
脱気後、鋼製カプセル内にＮ２ガスを充填し密閉する。
ステンレス鋼粉はアトマイズ法、粉砕法、粒界腐食法な
どにより製造されるが、酸素含有量が少ないということ
から、非酸化性噴霧媒、例えばＮ２ガス、＾ｒガス、ｌ
ｉｅガスによるアトマイズ法により製造されたものが好
ましい。そのようなアトマイズ鋼粉のうち、平均粒径２
００μｍ以下、好ましくは１００ μｍ以下のアトマイ
ズ鋼粉が望ましく、また、鋼粉中の酸素濃度は低いほど
良い、望ましくは０．０３％以下であるのが良い。ステ
ンレス銅粉はマルテンサイト系、フェライト系、オース
テナイト、フェライトの二相系、またはオーステナイト
系いずれでも良い。
どにより製造されるが、酸素含有量が少ないということ
から、非酸化性噴霧媒、例えばＮ２ガス、＾ｒガス、ｌ
ｉｅガスによるアトマイズ法により製造されたものが好
ましい。そのようなアトマイズ鋼粉のうち、平均粒径２
００μｍ以下、好ましくは１００ μｍ以下のアトマイ
ズ鋼粉が望ましく、また、鋼粉中の酸素濃度は低いほど
良い、望ましくは０．０３％以下であるのが良い。ステ
ンレス銅粉はマルテンサイト系、フェライト系、オース
テナイト、フェライトの二相系、またはオーステナイト
系いずれでも良い。
一方、金属窒化物としてはＮＷｉ度が高く、室温では安
定であるが、１０００℃以上の温度では分解しやすいも
のが好ましい。本発明に用いられるそのような金属窒化
物としては、ＣｒとＮを主たる成分とする主としてＣｒ
２Ｎおよび／またはＣｒＮよりなるＣｒ系窒化物のほか
、ＦｅとＮを主たる成分とする主としてＦｅ２Ｎおよび
／またはＦｅ４ＮよりなるＦｅ系窒化物、Ｖ系窒化物、
Ｓｉ系窒化物、ＡＱ系窒化物、Ｍｇ系窒化物などがあり
、その複合窒化物でも良い。
定であるが、１０００℃以上の温度では分解しやすいも
のが好ましい。本発明に用いられるそのような金属窒化
物としては、ＣｒとＮを主たる成分とする主としてＣｒ
２Ｎおよび／またはＣｒＮよりなるＣｒ系窒化物のほか
、ＦｅとＮを主たる成分とする主としてＦｅ２Ｎおよび
／またはＦｅ４ＮよりなるＦｅ系窒化物、Ｖ系窒化物、
Ｓｉ系窒化物、ＡＱ系窒化物、Ｍｇ系窒化物などがあり
、その複合窒化物でも良い。
複合窒化物の系としてＦ ｅ −Ｃｒ系、Ｆｅ−Ｖ系、
Ｆｅ −Ｍｎ系、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｖ系、Ｆｅ−Ｃｒ −Ｖ
−Ｍｎ系等がある。
Ｆｅ −Ｍｎ系、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｖ系、Ｆｅ−Ｃｒ −Ｖ
−Ｍｎ系等がある。
金属窒化物の系は目的とする合金系成分、ならびに製造
性、経済性により選択されれば良い。
性、経済性により選択されれば良い。
なお、Ｃｒ２Ｎを用いた場合には、従来の高Ｎ鋼で問題
となるＣｒ２Ｎ析出に伴う耐食性劣化の問題が少ないこ
とから、金属窒化物微粉としてはＣｒ２Ｎの微粉が好ま
しい。
となるＣｒ２Ｎ析出に伴う耐食性劣化の問題が少ないこ
とから、金属窒化物微粉としてはＣｒ２Ｎの微粉が好ま
しい。
金属窒化物微粉はすでに良く知られた市販のものであれ
ば充分であり、あるいは金属粉末を圧粉成形時にＮ２ガ
スとともに加熱することにより処理して窒化物を生成さ
せてもよい。本発明において使用される金属窒化物の平
均粒径は小さい方が望ましく一般には８０μｍ以下が好
ましく、さらに望ましくは平均粒径１０μｍ以下が良い
。金属窒化物はその製造工程において酸化されやすいが
、金属窒化物中の酸素濃度は低ければ低いほど良い。
ば充分であり、あるいは金属粉末を圧粉成形時にＮ２ガ
スとともに加熱することにより処理して窒化物を生成さ
せてもよい。本発明において使用される金属窒化物の平
均粒径は小さい方が望ましく一般には８０μｍ以下が好
ましく、さらに望ましくは平均粒径１０μｍ以下が良い
。金属窒化物はその製造工程において酸化されやすいが
、金属窒化物中の酸素濃度は低ければ低いほど良い。
望ましくは金属窒化物中の酸素濃度は０．２％以下が良
い。
い。
鋼製カプセルは炭素鋼製、ステンレス鋼製いずれでも良
いが、鋼中の炭素濃度は低いほうがより好ましい。加熱
処理時に容器からの浸炭を防止するためである。Ｃ含有
量は炭素鋼の場合、０．０３％以下、ステンレス鋼の場
合０．０２％以下がもっとも望ましい。真空引きの際の
保持温度は室温でも良いが、内部の水分を除去する目的
より加熱する方がより効果的である。金属窒化物が分解
しない温度範囲内で、より高温において真空引きするこ
とが望ましい。脱気後Ｎ２ガスをカプセル内に充填する
と加熱時の熱伝達がより改善される効果がある。
いが、鋼中の炭素濃度は低いほうがより好ましい。加熱
処理時に容器からの浸炭を防止するためである。Ｃ含有
量は炭素鋼の場合、０．０３％以下、ステンレス鋼の場
合０．０２％以下がもっとも望ましい。真空引きの際の
保持温度は室温でも良いが、内部の水分を除去する目的
より加熱する方がより効果的である。金属窒化物が分解
しない温度範囲内で、より高温において真空引きするこ
とが望ましい。脱気後Ｎ２ガスをカプセル内に充填する
と加熱時の熱伝達がより改善される効果がある。
次いで、これに高密度化と焼結を行う。高密度化と焼結
は熱間静水圧法（Ｈ［Ｐ）により高密度化と焼結が同時
に行われても良（、あるいは冷間静水圧法と熱間鍛造、
熱間押出し、熱間抽伸、熱間圧延の組み合せにおいて行
われても良い。９００℃以上の温度に保持されることに
より金属窒化物の分解、そしてＮのステンレス鋼側への
固溶、拡散が進行し、窒素拡散用が形成される。
は熱間静水圧法（Ｈ［Ｐ）により高密度化と焼結が同時
に行われても良（、あるいは冷間静水圧法と熱間鍛造、
熱間押出し、熱間抽伸、熱間圧延の組み合せにおいて行
われても良い。９００℃以上の温度に保持されることに
より金属窒化物の分解、そしてＮのステンレス鋼側への
固溶、拡散が進行し、窒素拡散用が形成される。
ここに、「窒素拡散用」とは金属窒化物周囲に形成され
た窒素濃度勾配を有する領域であり、最終の熱履歴によ
りＣｒ２ＮまたはＣｒ−Ｎの金属窒化物が析出する場合
がある。
た窒素濃度勾配を有する領域であり、最終の熱履歴によ
りＣｒ２ＮまたはＣｒ−Ｎの金属窒化物が析出する場合
がある。
本発明にかかるオーステナイト系焼結合金の場合、その
Ｃ含有量は、合金粉末に由来する量程度は許容され、特
に制限されないが、耐食目的であって炭化物の生成を可
及的に制限して所要の耐食性を確保するためには、０．
０２％以下に制限することが好ましい。
Ｃ含有量は、合金粉末に由来する量程度は許容され、特
に制限されないが、耐食目的であって炭化物の生成を可
及的に制限して所要の耐食性を確保するためには、０．
０２％以下に制限することが好ましい。
かくして、本発明方法により、任意の鋼中Ｎ？７４度を
有する高窒素含有オーステナイト系合金鋼を容易に製造
することが可能である。一般には、そのようにして得ら
れるオーステナイト系焼結合金の密度は理論密度の９５
％以上、望ましくは９８％以上であって、そのＮ含有量
は平均濃度で０．５％以上である。しかも、本発明にか
かる焼結合金鋼は、Ｎ含有量が高く、耐孔食性、耐隙間
腐食性が著しく改善されるとともに、高強度化を図るこ
とができる。また、従来、難加工材の１つと考えられて
いた高窒素含有オーステナイト系ステンレス鋼の製造が
、本発明によれば、銅粉が金属製容器内に充填されてい
ることもあって容易となる。
有する高窒素含有オーステナイト系合金鋼を容易に製造
することが可能である。一般には、そのようにして得ら
れるオーステナイト系焼結合金の密度は理論密度の９５
％以上、望ましくは９８％以上であって、そのＮ含有量
は平均濃度で０．５％以上である。しかも、本発明にか
かる焼結合金鋼は、Ｎ含有量が高く、耐孔食性、耐隙間
腐食性が著しく改善されるとともに、高強度化を図るこ
とができる。また、従来、難加工材の１つと考えられて
いた高窒素含有オーステナイト系ステンレス鋼の製造が
、本発明によれば、銅粉が金属製容器内に充填されてい
ることもあって容易となる。
次に、本発明を実施例によってさらに詳述する。
実施例
それぞれ第１表および第２表に示した組成、粒径を有す
る各ステンレス銅粉とＣｒ系窒化物微粉末とを混合した
後、鋼中Ｃｒ２度が０．０１８％である炭素鋼製カプセ
ルに充填し加熱しながら真空に引いて内部を脱気し密閉
した。
る各ステンレス銅粉とＣｒ系窒化物微粉末とを混合した
後、鋼中Ｃｒ２度が０．０１８％である炭素鋼製カプセ
ルに充填し加熱しながら真空に引いて内部を脱気し密閉
した。
第１表に示したステンレス鋼粉は第３表中に比較鋼（実
験ｍｌｌ、１２．１３）を原料としてガスアトマイズ法
により製造したステンレス鋼粉である。
験ｍｌｌ、１２．１３）を原料としてガスアトマイズ法
により製造したステンレス鋼粉である。
第２表に示したＣｒ系窒化物微粉末は市販の試薬を用い
た。第３表中の一部の発明鋼（実験陽５）では第２表に
示したＣｒ系窒化物微粉末をボールミルで粉砕して平均
粒径２μｍとしたものを用いた。
た。第３表中の一部の発明鋼（実験陽５）では第２表に
示したＣｒ系窒化物微粉末をボールミルで粉砕して平均
粒径２μｍとしたものを用いた。
真空引きの条件はＩ Ｘ １０−３ｍｍ１１ｇであり、
その際の加熱温度は５５０℃Ｘ Ｉｈｒである。次いで
、これに第３表に示す工程により高密度化と焼結を行い
試験に供した。
その際の加熱温度は５５０℃Ｘ Ｉｈｒである。次いで
、これに第３表に示す工程により高密度化と焼結を行い
試験に供した。
熱間静水圧法（ＨＩＰ ＞により高密度化と焼結を同時
に行う場合には、窒素ガス雰囲気で２０００気圧の圧力
をかけながら１３５０℃で１時間の焼結を実施した。加
熱温度は金属窒化物の分解、Ｎ拡散を促進する目的より
１０００℃以上、融点以下の高温度であることがより望
ましい。１カプセルの重量は８゜５ｋｇである。
に行う場合には、窒素ガス雰囲気で２０００気圧の圧力
をかけながら１３５０℃で１時間の焼結を実施した。加
熱温度は金属窒化物の分解、Ｎ拡散を促進する目的より
１０００℃以上、融点以下の高温度であることがより望
ましい。１カプセルの重量は８゜５ｋｇである。
熱間鍛造は、焼結体を１２５０℃に加熱してから１時間
保持後、厚さ３０ｍｍ Ｘ幅８０ｍｍ ｘ長さＬの仕上
げ寸法にまで熱間鍛造した。鍛造後は空冷した。
保持後、厚さ３０ｍｍ Ｘ幅８０ｍｍ ｘ長さＬの仕上
げ寸法にまで熱間鍛造した。鍛造後は空冷した。
熱間圧延は１２５０℃に加熱してから１時間保持後、厚
さ７ｍｍＸ幅８０１×長りにまで熱間圧延した。
さ７ｍｍＸ幅８０１×長りにまで熱間圧延した。
熱間押出しは９００℃に焼結体を予熱後、高周波炉にて
１２５０℃に加熱して実施した。
１２５０℃に加熱して実施した。
焼鈍は１１２０℃または１２３０℃に保持後水冷して実
施した。
施した。
第３表中の発明鋼１．２．４、ｌＯでは合金粉末に由来
するマトリックス相中にＣｒ系窒化物の析出が認められ
た。他方発明鋼３．５．６．７．８．９では合金粉末に
由来するマトリックス相中への・Ｃｒ系窒化物の析出は
みられなかった。このことは ・焼鈍温度による。
するマトリックス相中にＣｒ系窒化物の析出が認められ
た。他方発明鋼３．５．６．７．８．９では合金粉末に
由来するマトリックス相中への・Ｃｒ系窒化物の析出は
みられなかった。このことは ・焼鈍温度による。
このようにして得た各高Ｎ含有オーステナイト系ステン
レス鋼の旧Ｐ材、および板材から試験片を切り出して常
温および６００℃での引張試験、シャルピー衝撃試験、
人工海水中での孔食電位測定、耐酸化試験をそれぞれ実
施した。各試験結果をまとめて第３表に示す。
レス鋼の旧Ｐ材、および板材から試験片を切り出して常
温および６００℃での引張試験、シャルピー衝撃試験、
人工海水中での孔食電位測定、耐酸化試験をそれぞれ実
施した。各試験結果をまとめて第３表に示す。
引張試験は平行部が直径５ｆｆ１１１、長さ３０ｍｍの
丸棒引張試験片で行った。シャルピー衝撃試験は２■Ｖ
ノフチ付ＪＩＳ ４号ハーフサイズ（厚さ５ｍｍ ＞を
用い一２０℃で実施した。孔食電位測定はＡｒ脱気した
人工海水８０℃中で行い電流密度が１００μＡ ／ｃｄ
となる電位ＶＣにより評価した。耐酸化試験は大気中１
３００℃、６時間加熱空冷の条件で６回加熱を繰り返し
た後、試料表面の酸化物を除去した後の酸化減量にて評
価した。なお、得られた焼結体の密度はいずれの場合も
実質上理論密度のほぼ１００％であった。
丸棒引張試験片で行った。シャルピー衝撃試験は２■Ｖ
ノフチ付ＪＩＳ ４号ハーフサイズ（厚さ５ｍｍ ＞を
用い一２０℃で実施した。孔食電位測定はＡｒ脱気した
人工海水８０℃中で行い電流密度が１００μＡ ／ｃｄ
となる電位ＶＣにより評価した。耐酸化試験は大気中１
３００℃、６時間加熱空冷の条件で６回加熱を繰り返し
た後、試料表面の酸化物を除去した後の酸化減量にて評
価した。なお、得られた焼結体の密度はいずれの場合も
実質上理論密度のほぼ１００％であった。
発明鋼の耐力は比較鋼に比べ顕著に高く、さらに孔食電
位は著しく改善されている。このことはいずれも高Ｎ化
による。シャルピー衝撃吸収エネルギーも５．３ ｋｇ
ｆ−ｍ／ｃｏ！以上と充分高い値を有している。発明鋼
１０は比較鋼１３に比べ酸化減量が大きく減少しており
、高温での強度上昇が著しい特徴を有している。
位は著しく改善されている。このことはいずれも高Ｎ化
による。シャルピー衝撃吸収エネルギーも５．３ ｋｇ
ｆ−ｍ／ｃｏ！以上と充分高い値を有している。発明鋼
１０は比較鋼１３に比べ酸化減量が大きく減少しており
、高温での強度上昇が著しい特徴を有している。
（発明の効果）
以上の説明からも明らかなように、本発明により得られ
るオーステナイト系焼結合金は耐食性はもちろん耐酸化
性にもすぐれた高強度のものであって、したがって、耐
食目的ばかりでなく耐酸化性目的さらには高強度目的に
も有利に使用することができる。
るオーステナイト系焼結合金は耐食性はもちろん耐酸化
性にもすぐれた高強度のものであって、したがって、耐
食目的ばかりでなく耐酸化性目的さらには高強度目的に
も有利に使用することができる。
本発明鋼の諸性質は形状によって左右されるものではな
く、たとえば焼結晶、鍛造品、板あるいは管、継目無鋼
管のいかんにかかわらず得られるものである。
く、たとえば焼結晶、鍛造品、板あるいは管、継目無鋼
管のいかんにかかわらず得られるものである。
よって本発明に係る鋼の産業分野における利用範囲は極
めて広い。
めて広い。
Claims (3)
- （１）合金粉末に由来するマトリクス相と周囲を取り囲
むように存在するＮ拡散相を有する、金属窒化物微粉に
由来する分散相とから成り、理論密度の９５％以上の密
度であって平均Ｎ含有量が０．５％以上である、耐食性
にすぐれた高窒素含有オーステナイト系焼結合金。 - （２）金属窒化物微粉と合金粉との未焼結混合体を金属
容器内に充填し、脱気、密封した後、高密度化および焼
結を行い、続いて得られた焼結体を９００℃以上、融点
以下の温度に保持して金属窒化物中のＮを合金側へ拡散
させる工程を含む高窒素含有オーステナイト系焼結合金
の製造方法。 - （３）前記金属窒化物微粉の平均粒径が８０μｍ以下で
ある、特許請求の範囲第（２）項記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60175524A JPH0772328B2 (ja) | 1985-08-09 | 1985-08-09 | 高窒素含有オーステナイト系焼結ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60175524A JPH0772328B2 (ja) | 1985-08-09 | 1985-08-09 | 高窒素含有オーステナイト系焼結ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6237346A true JPS6237346A (ja) | 1987-02-18 |
| JPH0772328B2 JPH0772328B2 (ja) | 1995-08-02 |
Family
ID=15997566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60175524A Expired - Lifetime JPH0772328B2 (ja) | 1985-08-09 | 1985-08-09 | 高窒素含有オーステナイト系焼結ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0772328B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108660378A (zh) * | 2018-06-15 | 2018-10-16 | 河南科技大学 | 一种高氮合金钢及其制备方法 |
| JP2019151924A (ja) * | 2018-02-27 | 2019-09-12 | ロールス・ロイス・ピーエルシーＲｏｌｌｓ−Ｒｏｙｃｅ Ｐｕｂｌｉｃ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｃｏｍｐａｎｙ | オーステナイト鉄合金を製造する方法 |
| JP2020100856A (ja) * | 2018-12-20 | 2020-07-02 | 国立大学法人東北大学 | 耐食性に優れる窒化物含有焼結鋼の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49104807A (ja) * | 1973-02-09 | 1974-10-03 | ||
| JPS5247506A (en) * | 1975-10-13 | 1977-04-15 | Kobe Steel Ltd | Nitrogen-containing powder-sintered high speed steel |
-
1985
- 1985-08-09 JP JP60175524A patent/JPH0772328B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49104807A (ja) * | 1973-02-09 | 1974-10-03 | ||
| JPS5247506A (en) * | 1975-10-13 | 1977-04-15 | Kobe Steel Ltd | Nitrogen-containing powder-sintered high speed steel |
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|---|---|---|---|---|
| JP2019151924A (ja) * | 2018-02-27 | 2019-09-12 | ロールス・ロイス・ピーエルシーＲｏｌｌｓ−Ｒｏｙｃｅ Ｐｕｂｌｉｃ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｃｏｍｐａｎｙ | オーステナイト鉄合金を製造する方法 |
| CN108660378A (zh) * | 2018-06-15 | 2018-10-16 | 河南科技大学 | 一种高氮合金钢及其制备方法 |
| JP2020100856A (ja) * | 2018-12-20 | 2020-07-02 | 国立大学法人東北大学 | 耐食性に優れる窒化物含有焼結鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0772328B2 (ja) | 1995-08-02 |
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