奥氏体不锈钢之渗碳方法及由其制得之奥氏体不锈钢制品的制作方法

专利名称：：奥氏体不锈钢之渗碳方法及由其制得之奥氏体不锈钢制品的制作方法
技术领域：
：本发明是关于一种对奥氏体不锈钢施予渗碳处理而将其表面硬化以增进其耐蚀性之渗碳处理方法及由其制得之奥氏体不锈钢制品。由于奥氏体不锈钢具有高耐蚀性及高装饰性，故已广泛被使用。因为具有上述的特性，故螺栓、螺帽、螺丝、垫圈及销子等等固定用零件多使用该奥氏体不锈钢材料制作。又，例如食品机械或化学工厂、原子能领域等要求高耐蚀性领域之机械及设备所用的各种轴类、轮叶、楔具、弹簧、键条、管子等构件以及多种机械零部件亦使用奥氏体不锈钢制品。但，如上述的奥氏体不锈钢制品大都是和一般碳钢材不同，均需要在其制造成最终形状前通过中间加工程序强化其材料之强度。例如，通过压制加工、挤压成形加工、冲压加工等所代表之冷加工及温加工而使奥氏体不锈钢本身之结晶构造致密化，即藉加工硬化谋求材料强度之增进。但，藉此等中间加工强化材料之方法，在应用于螺栓及螺帽等时，因其形状而受限制，又例如挤压成形加工等时，则因模具成本等而受限制，故强化之程度自有一限度。为此，对于螺栓、螺帽及螺丝等固定用零件及泵轴、轴承及弹簧等奥氏体不锈钢制品特别要求表面刚性或防止热胶着(anti-saizure)等特性时，通常要进行例如(1)硬质镀铬或镀Ni-P等湿式镀金层，(2)物理蒸镀(physicalvaperdeposition，PVD)等皮膜涂覆，或(3)氮化或渗碳等渗透硬化处理。然而，依上述之湿式镀金层及PVC等皮膜涂覆时，制品表面形成的皮膜易发生剥离等，因此反而有缩短制品寿命的问题。因此，渗碳等渗透硬化处理广为人所探讨。上述渗透硬化处理中，氮化处理是使氮原子自奥氏体不锈钢材料的表面渗入至其内部之一种方法。依此方法虽然可增进制品的表面硬度，但却有降低其重要之耐蚀性的大问题。即，在氮化硬化层中，奥氏体不锈钢材料本身含有的铬原子(由此铬原子显现耐蚀性的增进)会变成CrN.Cr2N等铬氮化物而消耗，导致母材中之固熔铬量之减少，引起耐蚀性之降低。更有甚者，由此种氮化物之生成引发诸如制品表面之膨胀或粗化，甚或带磁性等多种问题。另外，上述渗透硬化处理之另一种方法为渗碳法。传统上常用之渗碳法是使制品的表面与含碳气体接触而使碳原子渗透于表层部以形成硬质的渗碳层。依此种渗碳法时考虑碳原子之渗透速度及固熔限度，通常在铁的A1变态点，即700℃以上之温度下实行渗碳处理。此时，因需在远超过铁的再结晶温度(铁的再结晶温度约为450℃)下长时间保持，结果有由于加工硬化而强化之奥氏体不锈钢之母材因再结晶等而软化，致使制品强度显著降低之重大缺点。加之，在如上述之高温下使奥氏体不锈钢渗碳时，在渗碳层中会有铬碳化物析出，亦即由于奥氏体不锈钢之固熔铬成份因碳化物之生成而消耗，使母材中之固熔铬量降低，引起耐蚀性显著降低之问题。因此，奥氏体不锈钢之渗碳处理迄今全未被实施。本发明是鉴于上述情形而进行了研究开发，其目的在于提供一种既可形成表面硬度大幅提高且又具有比母材更高耐蚀性之硬质表面层之奥氏体不锈钢的渗碳处理方法及由其制得的奥氏体不锈钢制品。为了提高奥氏体不锈钢的表面硬度，本发明人等在研究过程中探讨在钢的A1变态点以下之温度实施渗碳处理之可能性。结果发现，在渗碳处理之前或与渗碳处理之间时，以含氟气体处理，即可使向来被视为不可能之奥氏体不锈钢的渗碳处理变为可能，尤其渗碳处理之温度并不像以往之700℃以上高温，而是在680℃以下，最好500℃以下之较低温度领域便可收到良好的渗碳效果。经进一步研究发现，以安定型不锈钢作为上述奥氏体不锈钢使用时，在渗碳前之中间加工中不会有铁素体(Ferrite)析出，可维持奥氏体铁单相之状态，因而可以获得均匀高硬度之渗碳层而且渗碳品不带磁性。更发现，在上述奥氏体不锈钢中如使用安定型不锈钢，则在渗碳前之中间加工亦不会有铁素体析出，得以维持奥氏体铁单相，结果可得硬度高而均匀之渗碳层而且不带磁性之渗碳品。尤其上述安定型不锈钢如果是含钼量1～6重量％之安定型不锈钢或含铬量13～25重量％之安定型不锈钢时，更能使渗碳层发挥比母材为优的耐蚀性。在此所称的安定型不锈钢是指，一种在常温实行所定之成型加工仍在金属组织上不生成铁素体，整个呈完全的奥氏体铁相之不锈钢。可获得上述之比母材为优的耐蚀性之渗碳层的理由虽未完全究明，但依本发明人等推考可能导因于形成于表层部的C浓化层构成障壁层从而阻止金属离子的扩散。结果，自奥氏体不锈钢制品之表面得以形成深度达5～70μm之渗碳表面层，而此渗碳层具有微维克氏硬度(Microvicker′sHardness)500～1050Hv，同时由于该渗碳层系由无铁素体析出之奥氏体铁相所构成，因而该渗碳层可发挥高出母材之耐蚀性。又，依此渗碳所得之制品不发生如以往氮化处理品所遭遇之诸如表面膨胀、表面粗粒化等问题。上述之钼是一般所熟悉之铁素体安定化元素，其对于奥氏体不锈钢之奥氏体铁相之安定化具有阻碍影响，因此若将其多量添加时，则必需增加镍及氮等奥氏体铁安定化元素之添加量，如此势必增加原料之成本及制造成本，故钼之添加量愈少愈佳。通常对安定型不锈钢之钼的添加量保持如SUS316系不锈钢材料所规定之1.0～2.5重量％范围，在成本上言较为可取。又，本发明中所言之不含铬碳化物粒子之奥氏体铁相是指，通过金属材料结晶构造解析上普遍被使用之X-光衍射计无法确认有Cr23C6、Cr7C3及Cr3C2等结晶性碳化物存在之奥氏体铁相。即，奥氏体不锈钢的基相之奥氏体铁相(即r-相)，其结晶构造为面心立方格子，晶格常数(a)因为是3.59(即a＝3.59)，故藉X-光衍射可得特定之衍射高峰(diffractionpeak)。对此，Cr23C6虽为相同的面心立方格子，但其晶格常数a＝10.6；Cr7C3为三方晶，其晶格常数a＝14.0，c＝4.53，而Cr3C2为斜方晶，其晶格常数a＝5.53，b＝2.821，c＝11.49，因此这些铬碳化物与上述奥氏体铁相具有不同的结晶构造及晶格常数，故其衍射高峰与上述奥氏体铁相之衍射高峰相异。因此，如在渗碳硬化层有铬碳化物存在时，其X-光衍射会出现奥氏体铁单相所无的铬碳化物之高峰。对此，本发明之渗碳硬化层是无上述铬碳化物存在，碳原子是渗入并且固熔致使母相之奥氏体铁相的格子等会扭曲而呈膨胀之奥氏体铁相，故藉X-光衍射时不会出现铬碳化物的高峰。再者，本发明中所言之安定型不锈钢，如上所述，是指在常温加工成所定之制品形状时，在金属组织上不生成铁素体而完全呈奥氏体铁相之不锈钢，亦即在如图4所示之Cr当量及Ni当量之关系图(schaeffer状态图)中，上述Cr当量及Ni当量在图中所示之领域(A)范围内之组成之不锈钢。在此所言之Cr当量及Ni当量是各别由下式(2)所示之数值C当量＝Cr重量％+Mo重量％+1.5×Si重量％+0.5×Nb重量％(1)Ni当量＝Ni重量％+30×C重量％+0.5×Mn重量％(2)在本发明中，耐蚀性之评估是将渗碳处理品(本发明)及未处理之母材(对照品)的试样保持于同一加速腐蚀环境下及同一条件下，而以表示腐蚀度指标之有意义差值评估。在此所言之加速腐蚀环境是指盐水喷雾、生理食盐水浸渍、Hcl水溶液等酸性溶液浸渍等，但不限定于此。现将本发明的实施详细说明于下本发明是以使用含氟气体，对含钼量1～6重量％的安定型奥氏体不锈钢，或含铬量13～25重量％之安定型奥氏体不锈钢实施预处理，或与预处理同时实施渗碳处理为其技术要旨。上述安定型奥氏体不锈钢是指例如含木量1～3重量％之SUS316，SUS316L，SUS317之外，更包括添加有5～6重量％之钼及添加有作为奥氏体铁安定化元素之N量0.1～0.4重量％及Ni量22～25重量％之不锈钢，或不含有钼而含Cr13～25重量％及Ni8～22重量％之SUS304及SUS310等奥氏体不锈钢材料。这些材料在本发明中称为“母材”。上述安定型奥氏体不锈钢中之钼的添加量，虽然以上述1～6重量％为可取范围，但由成本方面考量，1～3重量％范围更为可取。此等安定型奥氏体不锈钢材料是在诸如螺栓、螺帽、螺丝、垫圈、销(pin)等固定用零件上广泛被使用。本发明之奥氏体不锈钢制品除了上述之固定用零件之外，更包括例如键条、表壳、纺织用梭之梭尖(shuttlepoint)，微细齿轮、刀具等以及各种产业使用之机械零件等。如上所述，本发明是在实施渗碳处理前或在实施渗碳处理的同时，于含氟气体的气氛下实施氟化处理。氟化处理所用之含氟气体为例如NF3、BF3、CF4、HF、SF6、C8F6、WF6、CHF3、SiF4及ClF3等氟化合物气体。此等可单独或二种以上组合使用。除上述之气体之外亦可使用分子内含有氟原子(F)之其他含氟气体。更可使用例如上述氟化合物气体在热分解装置热分解而生成之F2气体，或其他方法制得之F2气体。同时，上述之氟化合物气体与F2气体之混合气体亦可使用。上述之氟化合物气体或F2气体等含氟气体可以其本身单独使用，但通常是以N2气体等惰性气体稀释后使用。如此稀释之气体中，含氟气体本身之浓度以容积基准计，通常为10000～100000ppm，较可取为20000～70000ppm，更可取为30000～50000ppm。上述之NF3在常温下为气态，化学安定性高，因此使用上极方便。此种NF3气体通常是与上述之N2气体组合而在上述浓度范围内使用。上述氟化处理之实施方法，依本发明是先将待处理之奥氏体不锈钢置于炉中，在上述浓度的含氟气体气氛下加热保持而进行氟化处理。此时之加热条件是将奥氏体不锈钢保持于例如250～600℃，最好为280～450℃温度范围，同时保持10至数10分钟。将奥氏体不锈钢在含氟气体气氛下，依上述条件处理时，形成于奥氏体不锈钢表面的含有Cr2O3之钝态(passivestate)皮膜即会变为氟化膜。此氟化膜比上述之钝态膜容易被渗碳用碳原子所渗透，因此奥氏体不锈钢表面乃因上述之氟化处理变成碳原子易渗透之表面状态。经上述之氟化处理后，对奥氏体不锈钢实施渗碳处理。此时将其加热保持于680℃以下之温度，较好为600℃以下温度，最好为400～500℃温度，并引入由CO+H2混合气体组成之渗碳用气体，或由RX气体[RX之组份为CO∶23容积％+CO2∶1容积％+H2∶31容积％+H2O∶1容积％+余量之N2]组成之渗碳气体，使炉内充满渗碳用气体之下进行渗碳处理。即，本发明是将奥氏体不锈钢保持在其芯部不发生软化或熔化之低温条件下进行渗碳处理。上述之CO+H2混合气体之比率是以CO∶2～10容积％、H2∶30～40容积％较为可取。上述之氟化处理及渗碳处理是在如图1所示之金属制的马弗炉(mufflefumacs)中进行。即在此炉中先行氟化处理，继之再行渗碳处理。图1中，1为炉、2为其外壳、3为加热器、4为内容器、5为气体引入管、6为排气管、7为马达、8为风扇、11为铁网制笼、13为真空泵、14为排气处理装置、15、16为钢瓶、17为流量计、18为阀。于此炉1中放置奥氏体不锈钢制品10，将钢瓶16接连于管路及将NF3等含氟气体一边引入上述之炉1中一边加热进行氟化处理，同时藉由真空泵13从排气管6抽排气体，经排气处理装置14使其无毒化后排放至外部。随后再接连钢瓶15于管路而将渗碳用气体引入炉1中进行渗碳处理，然后经由排气管6及排气处理装置14将气体排放至外部。经此一连串作业，对制品10进行氟化处理及渗碳处理。依上述程序处理时，可以在奥氏体不锈钢的表面形成相当深而均匀之[碳原子]之扩散渗透层。此渗透层系呈母相之奥氏体铁相中固熔多量之碳原子而发生晶格扭曲之状态，因此比母材具有显著为高之硬度且比母材具有更佳之耐蚀性。以代表性之奥氏体不锈钢之SUS313板材作为试样，利用图1所示之马弗炉1实行氟化处理及渗碳处理之例子说明于次。首先在NF3+N2(NF310容积％，N290容积％)之含氟气体气氛下及在温度350℃下实行氟化处理20分钟，待将上述含氟气体自炉排出后，将渗碳用气体之CO+CO2+H2混合气体(CO38容积％+CO22容积％+H260容积％)引入炉中，于450℃下保持18小时进行渗碳处理。结果在该试样SUS316板材之表面形成了表面硬度Hv＝850(芯部Hv＝220～230)、深度20μm之硬化层。对此形成有硬化层之试样依JIS2371实施盐水喷雾试验，结果经过480小时以上仍完全无生锈迹象。上述之硬化层全不被不锈钢组织之耐蚀试验用试药(酸性苦味酸醇溶液)蚀刻，只勉强被王水蚀刻，而且该硬化试样之表面粗度殆无恶化，同时亦不发生源自膨胀之尺寸变化以及亦不带任何磁性。本发明人等另将奥氏体不锈钢片之种类、渗碳处理温度等作多种之组合进一步调查结果发现，渗碳处理温度超过600℃时，不但奥氏体不锈钢之芯部易发生软化，且会使硬化层之耐蚀性大幅降低之一事实。即，由耐蚀性观点言，渗碳处理温度宜在600℃以下，更好为设定在500℃以下，便可获得良好结果，最佳之渗碳处理温度则在400～500℃范围。渗碳处理温度高到超过450℃时，在硬化层之表面或可能发生微量之Cr23C6等碳化物析出之现象，但依本发明，将该渗碳处理品浸渍于上述之HF+HNO3溶液或HCl+HNO3溶液等强酸中，便可将该析出碳化物去除掉，从而确保高于母材之耐蚀性及硬度高于Hv＝850以上之表面硬度。又，依上述方法渗碳处理之奥氏体不锈钢制品，其表面形成之渗碳硬化层的表面有时会因渗碳而变为黑色，同时会因存在于渗碳气氛中之少量氧原子而在上述渗碳硬化层的最表面层形成铁系内部氧化层。但此种内部氧化层可藉浸渍于上述之HF+HNO3溶液或HCl+HNO3溶液等强酸中，与去除上述之析出碳化物之同时将其一并去除，去除后，仍可确保高于母材之耐蚀性及Hv＝850以上之表面硬度。同时，经上述强酸之浸渍处理去除内部氧化层之后之奥氏体不锈钢制品仍显示与渗碳处理前同样之辉度。图2所示之X-光衍射图谱C为SUS316板材在480℃渗碳处理后，在浓度HF5容积％+HNO315容积％溶液之强酸中浸渍20分钟后之处理品的X-光衍射图。由其中可知完全无碳化物存在。对此加以更详细说明如下。即，对渗碳处理后之处理品表面详予观察结果发现在其表面至深2～3μm的部分有呈暗色之层存在，藉X-光衍射确认其为铁的内部氧化层。产生此内部氧化层之原因经推测为，在400～800℃范围之含CO气氛环境是渗碳反应()及Fe的氧化反应()可同时共存的领域，因而在此环境下实施渗碳处理结果形成上述的内部氧化层。此种铁的内部氧化层在700℃以上之温度处理之传统渗碳处理法中是不能观察到的。例如，以在480℃下实行渗碳处理12小时后的SUS316L(含C0.02重量％、Cr17.5重量％、Ni12.0重量％、Mo2.0重量％)系凹头螺栓及垫圈为例而言，显示硬化层深度30μm，表面硬度Hv＝910，但表面为黑色。将此黑色的渗碳处理品浸渍于加温至50℃之HF5容积％+HNO325容积％溶液20分钟后，施以轻微喷砂处理，则黑色消除其表面呈现大致如渗碳处理前之辉度。对此制品依JIS2371之盐水喷雾试验结果，经过2000小时仍无生锈迹象。另对有机、无机之耐酸试验以及对生理食盐水之溶出试验中显示比母材为优的耐蚀性。如上所述，依本发明之渗碳处理时，处理品可发挥比奥氏体不锈钢母材为优之耐蚀性。其原因经推考可能基于下述二理由。即，第一，本发明于渗碳前由于先实施氟化处理使得渗碳处理可在680℃以下之较低温度实施，经此较低温的渗碳处理结果，存在于奥氏体不锈钢内之固熔铬成份(此成份可发挥耐蚀性)变为难以析出之Cr7C3或Cr23C6等碳化物而减少其析出量，结果有较多之固熔铬成份残存于奥氏体不锈钢内，于是防止母材之耐蚀性的降落，此一事实由将SUS315材置于NF310容积+N290容积％之含氟气体气氛下在300℃氟化处理40分钟，然后在CO32容积％+CO23容积％+H261容积％之渗碳用气体气氛下在600℃渗碳处理4小时所得之制品(其X-光衍射图如图3所示)及在450℃渗碳处理16小时所得之制品(其X-光衍射图B如图2所示)之硬化层的X-光衍射结果与未处理品(其X-光衍射图A如图2所示)互相比较即可证明。即，由图可知，图3所示在600℃处理之渗碳处理品有Cr23C6之高且尖锐之高峰(peak)显现。此意味，有较多量之上述铬碳化物析出，残存于奥氏体不锈钢内之固熔铬成份较少。对此，在450℃处理之渗碳处理品(图2之B)则看不到Cr23C6之高峰。此意味上述之铬碳化物之析出量微少，残存于奥氏体不锈钢内之固熔铬成份多，制品表现高耐蚀性。第二，由于本发明使用含钼量1～6重量％之安定型不锈钢或铬量13～25重量％之安定型奥氏体不锈钢，故在其表层部可形成一种源自C浓化层之障壁层，此障壁层发挥阻止金属离子扩散之功效且由于添加有助于提高奥氏体不锈钢之耐酸性之钼成份等效果，使得渗碳硬化层发挥优于母材之耐蚀性。另外，渗碳处理品的硬度的提高可推考基因于碳原子之渗透引发奥氏体铁结晶格子之扭曲。即，450℃之渗碳处理品的X-光衍射之奥氏体铁相的高峰位置(图2之B所示)及480℃之渗碳处理后再经酸洗之制品之奥氏体铁相的高峰位置(图2之C所示)均比SUS316未处理品之奥氏体铁相的高峰位置(图2之A所示)朝向低角侧(即左侧)移位。此证明上述渗碳处理品(图2之B及C所示)，之奥氏体铁结晶格子已有发生扭曲之一事实。上述之X-衍射均使用RINT1500型装置，且在50kv、200mA、Cu靶条件下实行。又，在500℃以下之较低温领域时，由于奥氏体铁组织下之碳(C)的扩散速度相当缓慢，故形成厚膜需相当长之时间，例如可形成最厚之硬化层之SUS316L系之场合，在温度490℃处理12小时时可形成厚度37μm之渗碳硬化层，但再继续实施12小时之渗碳，其全渗碳硬化层亦只不够仅达约49μm。因此，欲获得深度达70μm之厚硬化层需时70小时以上。如此长时间之处理似将失去经济性。然而，纵使要求较厚硬化层之例如攻螺丝(drilltapping)之场合，只要有形成40μm之硬化层即可满意的钻设厚度2.3mm之SPCC(冷轧钢板)，故，可以在不失经济性之处理时间范围内独得有用之渗碳层。又，若将上述渗碳层中之碳浓度控制于2.0重量％或其附近时，表面硬度之增进效果更为显著。如上述，依据本发明时，由于在渗碳处理之前，或于渗碳处理之同时，在含氟气体气氛下将奥氏体不锈钢保持在加热状态，故可将渗碳处理时之温度设定在680℃以下。因此，可以在完全不损害奥氏体不锈钢所具有之良好加工性等之下，形成高表面硬度且又可得优于母材之耐蚀性。加之，本发明由于可藉渗碳处理提高表面硬度，故不致于发生如氮化处理所难以避免之例如表面粗度之恶化现象或原因于膨胀之尺寸精度之低落及带磁性等种种缺失。依本发明所制得之奥氏体不锈钢制品可允许碳原子渗入而自表面形成深达5～70μm厚度之渗碳硬化层。此硬化层可形成具500～1180Hv，更佳为500～1050Hv之硬度。又，此硬化层中由于无铬碳化物析出，整体实质上由奥氏体铁相构成，尤其其最表层部形成有源自C浓化层之障壁层，以致具有较母材为优之耐蚀性。因此颇适合用来制造例如螺栓、螺帽、螺丝等固定用零件，及一般产业所用之机械零组件例如各种轴类、轮叶、轴承、弹簧及阀零件等多种机械零件。同时适合作为例如食品机械、化学工厂及半导体工业等领域所用之机械零件用材料而使用。以下依实施例具体说明本发明。实施例在实施例中准备复数个之SUS316(含Cr17重量％，Ni13.5重量％，Mo2.5重量％，C0.07重量％及Fe余量)轧板片(2.5mm(厚)×15mm×15mm)及SUS304(含Cr18.5重量％，Ni8.5重量％，C0.08重量％，Fe余量)之轧板片(2.5mm(厚)×15mm×15mm)。此等试片之芯部硬度SUS316为Hv＝220～230，SUS304为Hv＝170～180。将此等试片置于图1所示之炉中加热至320℃时引入含氟气体(NF220容积％+N2余量之混合气体)15分钟进行氟化处理后，吹喷N2气体使其充满炉内后再引入渗碳用气体(He31容积％+CO21容积％+CO21容积％+N2余量)在此气体气氛下保持于15小时以进行渗碳处理。继后将此等处理品浸渍于加温至55℃之HF3容积％+HNO315容积％溶液中30分钟以实行净化作用，制得表面形成有渗碳硬化层之试片。此等硬化层之深度(即厚度)及表面硬度经测定结果，SUS316之硬化层厚度为32μm，表面硬度为Hv＝980，而SUS304为28μm，Hv＝1080。将上述经渗碳处理之SUS316及SUS304试片及各该材料之未处理试片浸渍于加温至50℃之5容积％HCl水溶液中，经过3小时后藉原子吸收分析法测定溶液中之金属离子的溶出浓度作为耐蚀性之评估依据。结果示于下表1。表1<tablesid="table1"num="001"><tablewidth="710">时间(H)温度(℃)金属离子溶出浓度(ppm)FeNiCrSUS361未处理3501983040渗碳品3503.60.60.4SUS304未处理350720150180渗碳品3501503328</table></tables>由表1之结果可知，SUS316之渗碳处理品比未处理品(即母材)具有显著良好之耐蚀性；而SUS304之渗碳处理品亦同样显示比未处理品为佳之耐蚀性。附图之简要说明图1为本发明渗碳处理所用之炉及附属装备之构成图；图2为SUS316未处理品、SUS316板材在450℃渗碳处理之处理品及SUS316板材在480℃渗碳处理后再予强酸浸渍处理之处理品的X-光衍射图；图3为SUS316板材在600℃渗碳处理之处理品的X-光衍射图；及图4表示奥氏体不锈钢的Cr当量与Ni当量之关系线图。权利要求1.一种奥氏体不锈钢之渗碳方法，此方法包括于渗碳处理前，在含氟气体气氛下将奥氏体不锈钢保持在加热状态下实行氟化处理，继之将渗碳处理时之温度设定于680℃以下之温度实行渗碳处理，其中该奥氏体不锈钢为含钼量1～6重量％之安定型奥氏体不锈钢或含铬量13～25重量％之安定型奥氏体不锈钢，藉上述渗碳处理形成比母材为优之耐蚀性之渗碳硬化层。2.权利要求1之方法，其中渗碳处理时之温度是设定在400～500℃范围。3.权利要求1或2之方法，其中在含氟气体气氛下之氟化处理是将奥氏体不锈钢加热至250～450℃之温度范围。4.一种奥氏体不锈钢制品，其特征为母材是由含钼量1～6重量％之安定型奥氏体不锈钢或含铬量13～25重量％之安定型奥氏体不锈钢构成，在其表面至深达5～70μm之表面层形成有因碳原子渗入而硬化之渗碳硬化层，此硬化层是由不含铬碳化物粒子之奥氏体铁相形成，具有微维克氏硬度100～1050Hv，且具有比母材为优之耐蚀性全文摘要提供一种在含氟气体气氛下加热保持后，在680℃以下之温度实行渗碳处理之奥氏体不锈钢之渗碳方法及由该方法制得之奥氏体不锈钢制品；被处理材为含钼量1～6重量％之安定型奥氏体不锈钢或含铬量13～25重量％之安定型奥氏体不锈钢。经上述渗碳处理之制品具有比母材为优之耐蚀性渗碳硬化层。文档编号C23C8/06GK1160774SQ9710105公开日1997年10月1日申请日期1997年1月27日优先权日1996年1月30日发明者田原正昭,仙北谷春男,北野宪三,林田忠司申请人:大同北产株式会社