JPH03500306A - Ｆｅ‐Ｍｎ‐Ａｌ‐Ｃ基合金及びその処理方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｇ−Ｃ基合金　及びその処理方法産業上の利用分野 本発明はＦｅ−Ｍｎ−ＡＩ−Ｃ基系合金に関し、詳しくは、Ｆ　ｅ　−Ｍｎ　− Ａｆｌ−Ｃ基系合金と、その合金の製造方法とその合金の耐腐食性を向上させる 方法に関するものである。

従来の技術 １８９０年以来、ハツトフィールドが開発したＦｅ−Ｍｎ−Ａ（１−Ｃ基合金に ついて、多くの人々により工夫がなされ、特許が取得されている。例えば３会衆 国特許明細書第４２２．４０３号、同第１８９２３１６．同第３１１１４０５号 、同第３．２’０１，２３０号及びカナダ特許第６５５．８２４号等がある。し かしながら、これ迄この合金系は、常に商品化と工業化に失敗している。過去の 特許によれば、この合金系の精密でかつ実用的な製造方法は未だ発明されていな い。最も重要なことは、ステンレス鋼３０４．４３０に匹適する良好な耐腐食性 のＦｅ−Ｍｎ−Ａｇ−Ｃ基合金が過去の特許では開発されていないことである。

ところで、　Ｆ　ｅ　−Ｍｎ−Ａｕ　−Ｃ基合金の大量生産の溶解法も未だ解決 されていない問題である。これら過去の特許において、誘導炉による溶解方法の みが用いられており。

生産量は、この誘導炉の小容量により制限されていた。

アルミニウムは、アーク炉中では溶解できないということは良く知られている。

この観点からＦｅ−Ｍｎ−Ａｇ−Ｃ基合金をアーク炉で直接溶解することは不可 能である。

この合金を溶融する最も良い方法が、この明細書に開示されている。

Ｆ　ｅ　−Ｍｎ　−Ａ（１−Ｃ基合金について、Ｓ、Ｓ、　４３０゜３０４のよ うな比較的良好な耐腐食性を有する製品を得るためには、化学的組成のみに依存 することはできない。本発明は一連の精密な製造方法及び、特別な表面処理法に 開本発明の第１の目的は、耐腐食性を向上させた表面層を存するＦｅ−Ｍｎ−Ａ ｇ−Ｃ合金製品及び部品を提供することにある。

本発明の第２の目的は、Ｆｅ−Ｍｎ　−Ａ、Ｑ　−Ｃ合金の製造方法に提供する ことにある。

本発明の第３の目的は、Ｆ　ｅ−Ｍｎ−Ａｆｔ　−Ｃ合金の耐腐食性を向上させ る方法を提供することにある。

目的を達成するための手段 本発明は１表面熱処理、酸洗い、不働態化等のような特別な表面処理をしなけれ ばならない一連のＦｅ−Ｍｎ−Ａｇ−Ｃ基合金を含む。

本発明に含まれるＦ　ｅ　−Ｍｎ−ＡＮ　−Ｃ基合金は、上記の表面処理方法と 密接に関係づけられる。

本発明において１表面処理された耐腐食性Ｆｅ−Ｍｎ−Ａ１！−Ｃ基合金の化学 組成は、主に１０〜４５ｗｔ％のアルミニウム、　０．０１〜ｆ、４　ｗｔ％の 炭素を含んでいる。さらに１この合金は、０〜１２ｗｔ％のクロム、０〜４１・ ｔ％のモリブデン！　０〜４ｗｔ％の銅、Ｏ〜２．５　ｖＬ％のケイ素、Ｏ〜？ 、５ｖｔ％のニッケルを含むことができる。また、少くとも１種の次の元素を含 んでも良い。即ち、ニオブ、コバルト、チタン、ホウ素、窒素、タングステン、 バナジウム、ジルコン、チタン、スカンジウム、イツトリウム、ハフニウム及び 残部鉄。

前記Ｆ　ｅ　−Ｍｎ　−ＡＮ　−Ｃ基合金製品の製造方法は１次の工程を含む。

１、溶融工程；溶融法として、アルゴン、窒素及びそれらの混合ガス等のような 非酸化性ガスを使用した泡立たせ。

混合、および制御された雰囲気がアーク炉、誘導炉及びレイドル炉とこれに類す るものと組み合わせて用いられる。

２、表面処理；Ｆｅ−Ｍｎ−Ａ（１−Ｃ基合金製品の表面処理の目的は、スケー ル、さび、油類を取り除き、耐腐食性を増加させるために合金表面のマンガンを 除去し、クロムを増した保護層を形成することにより製品の表面をきれいにする ことである。これらの表面処理は、特に、酸洗い２電解酸洗い又は電解研摩、高 エネルギー表面加熱（即ち。

レーザ加熱処理）等；陽極酸化１発色処理等；電解清浄（周期的な反転電解清浄 、陽極電解消浄及び陰極電解清浄）、乳濁液清浄、溶媒清浄１酸清浄２研摩材吹 付は清浄、研摩、パフ研磨、マスフィニッシング、パワーブラシ清浄及び仕上げ １食塩浴さび取り、酸洗い、不働態化、及びすすぎを含んでいる。

さらに詳しくは２本発明は、充分かつ正確に定義された表面処理を施されたＦ　 ｅ−Ｍｎ−ＡＸ！　−Ｃ基合金である。

この合金は１表面処理後多くの環境（水、大気１食塩水等）中において９通常の ３０４，４３０ステンレス鋼に匹適する耐腐食性を有している。それに加えて１ 本発明合金は。

優れた加工性、溶接性、好ましい強度と通常のステンレス鋼よりも低い密度を備 えている。

本発明における合金の化学組成に関して、この合金の詳しい製造工程が説明され る。これらの合金の表面酸洗い及び不働態化のような特定の表面処理が説明され 、かつ組み合わされる。低圧雰囲気中における特定の表面加熱（例えば、高周波 誘導加熱）についても述べられている。

酸洗い溶液又は適当な高温表面処理によって、マンガンの好ましい溶解又は蒸発 により、耐腐食元素の濃度が合金表面層で増加する。そのような処理は以下の説 明および実施例から更に良く理解されるものと信する。表面処理されたすぐれた 耐腐食性を有するＦｅ−Ｍｎ−ＡｆＩ−Ｃ基合金の化学組成は、１０〜４５νｔ ％のマンガンと、４．０〜１５．Ｏｖｔ％のアルミニウムと、　０．０１〜１． ４　ｖｔ％の炭素とからなっている。更に、この合金は０〜１２νｔ％のクロム と、Ｏ〜４−・１％の銅と、０〜７，５νｔ％のニッケルと、Ｏ〜２．５　ｗｔ ％のケイ素と、０〜４．Ｏｖｔ％のモリブデンとを含有している。

更に１次の元素の少くとも１種以上を含んでいる。チタン（０〜　３．５　ｗｔ ％）、タングステン（０〜３，５νｔ％）、バナジウム（０〜３．５νｔ％）コ バルト（０〜３．５　ｖｔ％）、ホウ素（０〜２０００ｐｐｍ）、　ジルコン（ ０〜２ｗｔ％）、窒素（０〜　０．２νｔ％）、ニオブ（０〜３．５νｔ％）、 タンタル（０〜１νｔ％）、イツトリウム（０〜２ｗｔ％）、スカンジウム（０ 〜１νｔ％）、ハフニウム（Ｏ〜１νｔ％）及び残部鉄。

次に、製造及び処理技術を説明する。

１、溶融工程； Ａ、フェロマンガン融離は９通常はアーク炉で鉄スクラツプの添加物をもって、 準備され、クロム、銅、モリブデン、ケイ素、ニッケル、ニオブ、バナジウム、 チタン、ホウ素、窒素、コバルト、ジルコン、タングステン、タンタル、イツト リウム、スカンジウム、ハフニウムの少くとも１種が適切な成分調節をするため に標準試料によるＸ線試験で必要とされるので、この融液中に導入される。

Ｂ、アーク炉中で鋼が充分に溶融されたとき、鋼融液は。

その中に適当量のアルミニウムが固体又は液体のいずれかの状態で存在するレイ ドル炉に注がれる。鋼融液とアルミニウムとの混合は、もし、アルミニウムが固 体であればアルミニウムを溶解し、多量の熱を発生して、レイドル炉の温度を１ ４８０〜１６００℃に保つ。

Ｃ，レイドル炉の鋼融液は１均質な化学組成を得るように炉の天井／底／側部か ら、窒素、アルゴン、又はアルゴンと窒素との混合ガスを吹込むことにより更に 混合される。

窒素は、混合の間、鋼融液中に溶解される。ガス吹込み時間は１０秒〜１０分で ある。一方、もしガスを逃がす必要があるならば、撹拌を改善するためにアルゴ ンと窒素とを混合しなければならない。吹込みの後、１〜２１分の時間保持する ことでガスが逃がされる。良質な鋳造品を得るには、鋼溶融液のタッピング温度 は１３５０〜１５５０℃の間に制御される。

２、表面処理及び不働態化；熱間加工、熱間圧延、又は冷間圧延されたＦ　ｅ　 −Ｍｎ　−Ａｌｌ−Ｃ合金の板、シート。

ストリップ、コイル、又は製品は、酸化もしくは通常の大気から防ぐためのアル ゴンを有する連続焼鈍ライン又はバッチ型の焼鈍炉を通過させるようになってい る。焼鈍又は熱間加工された（熱間圧延された）板、シート、ストリップ、コイ ル又は製品は１通常脱スケールされると良い。本発明の好ましい表面処理は、酸 洗い、電解研削、電解研磨。

陽極酸化処理、高エネルギー表面加熱処理等のような手段により達成される。表 面処理は、不働態保護フィルムを形成する。表面に対して高エネルギーの表面加 熱を用いることにより１表面層のマンガン成分の減少又はアルミニウムな耐腐食 性表面を付与する。

前記Ｆｅ　−Ｍｎ　−Ａｌｌ−Ｃ基合金製品は、インゴット。

スラブ、ビレット　ブルーム、鋳塊、バー、ロッド、ワイヤ、板、熱間圧延スト リップ、熱間圧延シート、熱間圧延コイル、冷間圧延シート、冷間圧延ストリッ プ、冷間圧延コイル、製造体、丸形物、線材、溶接ワイヤ（ロッド）。

レール、チューブ。バイブ、冷間線引き材、管材、シームレスチューブ、シーム レスパイプを含む。以上の製品は。

少くとも上記した。工程の少くとも１つの工程により製造される。

以下の実施例は２本発明を理解する上で、助けとなるが。

本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

尚、以下の実施例において１組成が％で示されている場合は、特に別の記載がな い限りｖｔ％である。

実施例１ 実施例１は新規なＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ　−Ｃ基合金の酸洗いと不働態処理後の表面 濃度再分布を示している。これらの処理後、耐腐食性が極度に増加する。この合 金の化学組成は、　２５．４Ｍｎ　−５，６Ａｌ２−２．８　Ｃｒ−０，９２Ｃ 及び残部Ｆｅである。この鋳造丸棒合金は切断され、１１００℃で均質化され、 １２００℃で鍛造され、その後焼鈍された。脱スケール処理後、この合金は冷間 圧延され、　２．０　龍厚のストリップにされた。

研磨され、その後１０％の硝酸、０．２％の弗化水素酸及び水を有する溶液中で 酸洗いされた。この試料は、２５℃。

３分間その溶液中に浸漬された。表面元素再配分の濃度はオーガー電子スペクト ル計（ＡＥＳ）により検査された。

表面処理前後の表面濃度勾配を、第１図及び第２図にそれぞれ示す。最も重要な 現象は、酸洗いされた試料に対して観察される。

第２図の表面濃度勾配曲線から、アルミニウムとクロムの濃度が上昇し、マンガ ンの濃度が減少し１　これにより。

耐腐蝕性の改善が行なわれていることがわかる。

酸洗い手順により、耐腐蝕性が更に改善される。酸素とクロムとの表面濃度は、 酸洗いの後に非常に増加していることが分る。鉄とマンガンが除去され、酸素含 有酸化フィルムが形成されているものと信じられる。この合金の耐腐蝕性をステ ンレス鋼３０４及び４３０に四速する程度に改善しているのはこの主酸化保護層 である。

実施例２ 合金（６６２３）は次の化学組成を有する。

マンガン　２５．３％。

アルミニウム　７．３％。

炭素　０．９６％。

クロム　５゜６％。

モリブデン　１．２％ 鉄　残部。

鋳造丸棒は、切断され、均質化され、熱間鍛造され、焼鈍された。砂の吹付けと 酸洗いによる脱スケーリングの後。

合金は冷間圧延され２．０ｍｍの厚さにされた。

冷間圧延及び焼鈍後の合金の機械的特性を次に示す。

降伏強度（ＫＳＬ）　６５ 極限の引張り強さくＫＳｉ）　１４６ 伸び率　６７ 硬さくＲｂ）　９２ 実施例３ 実施例２における合金についての腐食試験試料（＃６２３）は、＃６００以下の ＳｉＣ研摩紙を使用することによる機械的研磨により表面処理された。

これらの試料のいくつかは、更に表面酸洗いされ、そして異なる腐食抑制剤を有 する酸溶液中及び水洗にて不働態これらの全試料はＯ，１ｗｔ％Ｎａ（Ｊ）水溶 液中で、耐腐食試験のために、電位変化分極試験により、試験された。通常のス テンレス鋼４３０．４１０も、参考のために試験された。

実験条件と腐食データを第１表に示す。

絶縁破壊電位と不働態化とがより高くなるにつれて、耐腐蝕性が増加する。表面 処理された試料の耐腐蝕性は、非処理試料より優れ、また１通常のステンレス鋼 ４３０及び４１０よりも優れていることが判明した。

第１表 合金　酸洗い条件ｌ）　折曲り　不！！態領（ｍＶ）　域（ｒＡＶ） ＃６２３ナシ ＃〃　酸のみ　２）　１３０　７７５ ＃〃　酸＋Ｎａ２　Ｃｒ　０４２２３　８２３＃〃　酸＋Ｎ　ａ　２　Ｓ　ｉ　 ０３（０，０１Ｍ）　２０５　６５５＃〃　酸＋Ｎ　ａ　２　Ｓ　ｉ　０３　（ ０，１Ｍ）　２６３　８６３＃〃　酸十Ｎ　ａ　Ｎｏｔ　２５２　７０２＃〃　 酸＋Ｎ　ａ　２　Ｓ　ｉ　Ｏ３（０，００５Ｍ）　２２０　８７０＃〃　酸＋Ｎ ｉ　Ｓ　ｉｏ＜　３０９　９２５＃４１０酸のみ　２６１１００１ ＃４３０酸のみ　１［ｉ５　６３１ 備考＝１）酸洗い条件；５分間４０℃ ２）１０％ＨＮＯ，＋　０．２％ＨＦ 実施例４ 第２表に示された化学組成を有する３種の合金（＃１０５、＄１０６．＃１０７ ）を大気中で、誘導炉にて準備した。均質化と表面研削後１合金は熱間圧延され て板状にされた。この合金は、１．１００℃で焼鈍された。この板はサンドブラ スト（砂の吹き付け）され、脱スケールされ。

２■の厚さのストリップに冷間圧延され、再び焼鈍された。

これらの３種の合金の機械的性質は第３表に示されている。

それらは、２００シリーズのステンレス鋼と全く同様であった。

第２表 試料番号　Ｍｎ　Ａ、９　ＣＣｒ　その他＃１０５　２４．２　７．５　０．９ Ｂ　３．２　０．００５Ｎ＄１０８　３０．４　６．９　０Ｊ４　５．６　・・ ・＃１０７　２７．３　８．０　０．９８　０　・・・合金元素−ｖｔ％ 第３表 試料番号　降伏　極限引張　伸び率　硬　度強度　り強度　（％）　（Ｒｂ） ＃　１０５　Ｂ４．５　１４５．８　５２　９１．５＃１０６　６２　１４２　 ５３　８９Ｊ＃１０７　［ｉ５　１４Ｂ、５　５３　９２実施例５ 実施例４における１合金（＃１０５．＃１０６゜＄１０７）の耐腐食性試験は、 ＃６００以下のＳｉＣ研磨紙により９機械的研磨することで表面処理された。

これらの試料のあるものは、更に異なる酸溶液中で酸洗いされ１弱塩基性の水中 ですすがれた。

耐腐食性を調べるために、３種の合金の浸漬試験が３．５νｔ％のＮａＣｐ水溶 液中で行なわれた。その結果をｔＪ４４表に示す。

第４表 酸洗Ｌ’　５％　ＨＮＯｉ　ｌＯ％ＨＮＯ！　＋　７％　８３　ＰＯ４＋　酸洗 い溶液　なし 腐食速度零０．２％ＨＰ　０．２％ＨＰ　２５ｇ／ＩＨ２ＣｒＯ４ 試料 ＃１０５　０．０１ｇ　０．０２０　＝　０．７０　０．０９８＃　１０６　０ ．０１０　０．０１５　０．０５０　０．０？４＃　１０７　０．１５０　０． １４０　０．１２０　０．１６０実施例に の実施例はＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ　−Ｃ基合金の耐食性が。

表面電解研磨により非常に増加されるということを示している。この実施例に用 いられた合金及びその製造は、実施例４及び５に用いられたものと同様である。

電解研磨処理の試料は、５分間２０℃に保たれ、電流密度は異なる２種の溶液中 で、　１．４Ｂｍｐ／　ｃ−に保たれた。

これらの電解研磨試料は２弱塩基性水中と、清浄水ですすがれた。３．５　ｖｔ ％ＮａＣＩＪ水溶液中に、１月間浸漬した後の腐食データを第５表に示す。

第５表から、Ｆｅ−Ｍｎ−ＡｆＩ−Ｃ基合金を表面処理することで、耐腐食性が 向上することが判明した。

第５表 電解研磨溶液　８０％ＨＣＮＯ４＋１０％Ｃｒｙｓ十　電解研磨腐食速度＊２０ ％ＣＨ３Ｃ０ＯＨ７０％Ｈ３ＰＯ４＋　ナシ試料　２０％Ｈ２ＳＯ４ ＃　１０５　０．０２２　０．０Ｂ８　０．０９８＃　１０１３　０．０１５　 ０．０１４　０．０７４＃　１０７　０．１８０　０．１１９　０．１８０実施 例７ 第４表に示された化学組成の３種の合金＄５０１゜＃９１１．＃９１１．＃９１ ２は実施例４で示されるものと同様な方法で準備された。これらの機械的特性は 焼鈍後測定され、その結果は第７表に示されている。

同時にステンレス鋼２００シリーズの機械的特性を、第７表に示す。

Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｐ　−Ｃ基合金の加工性及び成形性はステンレス鋼２００シリー ズに類似していることがわかる。

第６表 合金Ｍｎ　Ａｌｌ　ＣＣｒ　Ｍ。

＃５０１　２９．７　７Ｊ　Ｏ，９９００＃９１１　２４．９　５．９　０．９ 　５．３　０＃９１２　２５．４　５．７　０．９９　５．２　１．１第７表 合　金　降伏強度　極限引張り　延伸率　硬度（Ｒｂ）（ＫＳｉ）強度（ＫＳｉ ） １５０１　８１　１２８　Ｇｏ　９０ ＃９１１　６０　１２８　６２　８８ ＃９１２　Ｇ２．５　１３０　８５　９１Ｓ、Ｓ、２０１　５５　１１５　５５ 　９０Ｓ、Ｓ、２０１　５５　１０５　５５　９０実施例８ 実施例７における３種の合金の電気化学的腐食試験は。

０．１　ｗｔ％ＮａＣ１１水溶液中で第３図に示される電位変化分極曲線により 行なわれた。

これらの試料の絶縁破壊電位と不働態化領域は、第８表に示されている。

Ｆｅ−Ｍｎ−ＡＩ−Ｃ基合金（＃５０１）にクロムを加えることにより耐腐食性 は、（合金＃９１１の）表面にクロム酸化物が形成されることにより非常に向上 する。

更に１合金＃９１１へのモリブデン添加については、モリブデン含有合金＃９１ ２は、より良い耐腐食性を示す。

モリブデンがＭｎＳ形成を抑制し、耐腐食性を増加させるものと確信する。

第８表 試料番号　絶縁破壊　不働態化 電位（ｍＶ）　範囲（ｍＶ） ＃　５０１　−８Ｊ１０　３４０ ＃９１１　＋４０　７４０ ＃９１２　＋９０　７９０　’ 実施例９ 合金（＃　６２５）試料の化学組成は次のようである。

マンガン　２６．８％ アルミニウム　７．２％ 炭素　０．９７％ クロム　５．３％ これらは、前述の実施例１で述べられたものと同様な工程で基準された。

合金の密度はアルキメデスの原理を用いて測定された。

この実施例におけるＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ　−Ｃ基合金の密度と。

ステンレス鋼３０４，２０１の密度は第９表に示されている。

この新合金は、ステンレス鋼よりも約１４％軽い。Ｆｅ−Ｍｎ−Ａ１１−Ｃ基合 金の明らかに低い密度は、ステンレス鋼よりも優れた特徴であり、これにより合 金が軽量となり。

種々の用途において経済的である。

第９表 試料番号　密度（ｇ／ｃｍ’） ＃　６２５　Ｂ、８５ Ｓ、Ｓ、２０１　７．８ Ｓ、８．３０４　８．０ Ｓ、Ｓ、４３０　７．８ 実施例１０ 第１０表に示された合金は、実施例２で述べられたような方法で製造され、第１ １表で示されたような機械的特性が得られた。

合金＃７２４．＃１４１は冷間圧延の間ひび割れてしまった。これは、クロム濃 度が７．４　ｖｔ％に達するので、たとえマンガンが２９．８ｗｔ％と高くても 合金はいつも冷間圧延の間に破壊されることを示している。

更に、ニッケル成分が３４　ｖｔ％に達すると１合金は冷間加工の際常に欠けて しまう。しかしながら、Ｓ造と、熱間加工性は非常に良い。

これらの合金は、更に機械的研磨法により＃６００Ｓ　ｉＣ研磨紙まで表面処理 されて、電気化学的腐食テストにより腐食抵抗が測定された。

絶縁破壊電位と不働態化電位を、第１２表に示す。

上記の実施例では、マンガン含有量は１９〜３０．５ｗｔ％。

アルミニウム成分は４．９〜７．５　ｖｔ％の間、クロム成分は２．８〜６．５ 讐ｔ％の間、カーボン成分は０．６９〜１−・ｔ％の間。

モリブデン成分は２．１　ｖｔ％迄、銅成分は０〜３ｗｔ％、ニッケル成分は０ 〜１ｗｔ％、ケイ素成分はＯ〜１．５　ｗｔ％、ニオブは０〜０．１　ｖｔ％１ ｔ％ニウムはＯ〜０，２ψｔ％残部鉄である。

しかしながら、窒素、ホウ素１　ジルコン、バナジウム。

タングステン、コバルト等のような１つ以上の微少元素が適当量制御されて添加 されても良い。

第１０表 合金番号　Ｍｒ／ＪＣＣｒ　その他 ＃　１３９　２Ｇ、１　５．５　１．０　２．９　・・・＃２２０　２５．３　 ６．４　’１．［ｉ９　４．９　ＩＮｉ＃ｌＯ［ｉ　、２５．０　５．７　０Ｊ ９　５．６　・・・＃３１８　２１．０　６．２　０．７８　５．８　・・・＃ ６３３　２５．５　Ｇ、９　０．９９　５．５　１Ｃｕ、１．２Ｍ。

＃１２１　２８．０　６．８　０．９　Ｂ、７　２．ＩＭｏ、０．２Ｔｉ＃７２ ７　２９．８　５．９　０．８３　７．４　・・・＃１４１　３０．３　７．５ 　０．８５　５．８　３．４Ｎｉ＄２０１　１９．［ｉ　６．４　０．９７　６ ．４　１．ＢＭｏ、２Ｃｕ＃８２２　２７．１　４．９　０．９５　ｆ３．５　 １．７５Ｍｏ、０．ＩＣｂ第１１表 試料番号　降伏強度　極限　延伸率　硬　度（ＫＳｉ）　強度　（％）　（Ｒｂ ） ３１３９　５３．４　１３４．４　６３　８７＃２２０　５７．２　］、１２． ８　６５　８８＄１０８　５８．３　１３５．２　６２　８９＃３１６　６３． １　１４２．０　５８　９２＃Ｇ３３　６３．８　１４４．３　６５　９２８１ ２１　６３．０　１４０．２　５９　９１＃２０１　６２．２　１４２．５　６ ５　９１＃８２２　５９．０　１３６．６　６３　９１第１２表 試料番号　絶縁被塊　不働態化 電位（ａＶ）　電位（ａ＋Ｖ） １３９　＋ｌＯ５４３ ＃　２２０　＋　１１５　６３８ ８１０８　＋８２　５８７ ＃　３１６　＋　１００　６２０ ８６３３　＋　１８０　６７５ ＃　１２１　＋　１３１　７６１ ＃　２０１　＋１１５　７４５ ＃　８２２　＋　１８０　６６０ 図面の簡単な説明 第１図は酸洗い処理前の表面濃度勾配を示す図。

第２図は酸洗い処理後の表面濃度勾配を示す図。

第３図は０．１％ＮａＣＮ６液中での試験された合金の電位変化分極曲線を示す 図である。

ピークトウーピーク値 ピークトウーピーク値 印加電位（ＳＣＥ　ｍｖ　） 国際調査報告

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）実質的に１０〜４５ｗｔ％のマンガンと，４〜１５％のアルミニウムと， ０．０１〜１．４ｗｔ％の炭素と，０〜１２ｗｔ％のクロムと，０〜４％の銅と ，０〜２．５ｗｔ％のシリコンと，残部が実質的に鉄からなる合金製の製品及び 部品であって， 表面層からマンガンを除去し，耐腐食性を向上させるために化学的又は電気化学 的に処理された表面層を有することを特徴とする合金製品及び部品。 （２）第１の請求項記載の合金製品及び部品において，前記合金は約３〜１２％ のクロムを含み，前記表面層は耐腐食性を向上させるためにクロムが増加されて いることを特徴とする合金製品及び部品。 （３）実質的に１０〜４５ｗｔ％のマンガンと，４〜１５％のアルミニウムと， ０．０１〜１．４％の炭素と，０〜１２％のクロムと，残部が実質的に鉄とから なり，耐腐食性を向上させるためにマンガンを除去された表面層を有することを 特徴とする合金製品及び部品。 （４）第３の請求項記載の合金製品及び部品において，前記合金は約３〜１２ｗ ｔ％のクロムを含み，前記表面層は耐腐食性を向上させるためにクロムが増加さ れていることを特徴とする合金製品及び部品。 （５）第１の請求項記載の合金製品及び部品において，前記合金は ０〜２０００ｐｐｍ，のホウ素； ０〜３．５ｗｔ％のニオブ，チタン，コバルト，バナジウム，タングステンから 選択された１元素； ０〜２ｗｔ％の窒素： ０．１〜４．０ｗｔ％の銅； ０．１〜７．５ｗｔ％のニッケル； ０〜４．０ｗｔ％のニッケル； ０〜４．０ｗｔ％のモリブチン；および０．０１〜１．０ｗｔ％のスカンジウム ，タンタル、ハフニウム，イットリウムから選択された１元素； から選択された少くとも１種を含むことを特徴とする合金部品及び部品。 （６）第３の請求項記載の合金製品及び部品において，前記合金は ０〜２０００ｐｐｍのホウ素； ０〜３．５ｗｔ％のニオブ，チタン，コバルト，バナジウム，タングステンから 選択された１元素； ０〜２ｗｔ％の窒素； ０．１〜４．０ｗｔ％の銅； ０．１〜７．５ｗｔ％のニッケル； ０〜４．０ｗｔ％のニッケル； ０〜４．０ｗｔ％のモリブデン；および０．０１〜１．０ｗｔ％のスカンジウム ，チタニウム，ハフニウム，イットリウムから選択された１元素； から選択された少くとも１種を含むことを特徴とする合金部品及び部品。 （７）Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金を製造するための溶融方法であって， フェロマンガン及びスクラップ銅をアーク炉で溶融する工程と， 得られた融液の炭素含量が酸素吹込みによって，約１．４ｗｔ％を越えないよう に調節する工程と，得られる融液を所望のアルミニウム添加物を含むレイドルへ 移す工程と， そのレイドル中で，約１６００〜１４８０℃の範囲内に，金属温度を維持すなが ら均質化した組成を得るように，非酸化性ガスを前記融液中に吹き込むことによ って，前記レイドル中の融液を混合し，得られた融液を取り出す工程とを含むこ とを特徴とする合金製造方法。 （８）実質的に約１９〜３０ｗｔ％のマンガン、約４．９〜７．５ｗｔ％のアル ミニウム，約２．８〜６．５ｗｔ％のクロム，約０．６９〜１ｗｔ％の炭素，０ 〜２．１ｗｔ％のモリブデン，０〜２ｗｔ％の銅，０〜０．２ｗｔ％のチタン， ０〜０．１ｗｔ％のコロンビウム，約０〜１ｗｔ％のニッケル及び残部が実質的 に鉄であるものからなることを特徴とする合金。 （９）実質的に約１０〜４５ｗｔ％のマンガン，約４〜１５ｗｔ％のアルミニウ ム，約０，０１〜１．４ｗｔ％の炭素，０〜１２ｗｔ％のクロム，及び残部が実 質的に鉄からなり，表面が硬化されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金であって，約４ ００〜１１５０℃の間の温度で窒化された表面層を有し，前記合金の表面層とマ トリックスとの間が強く結合されていることを特徴とするＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ 合金。 （１０）約１０〜４５ｗｔ％のマンガンと，約４〜１５％のアルミニウムと，約 ０．０１〜１．４ｗｔ％の炭素と，０〜１２ｗｔ％のクロムと，残部が実質的に 鉄からなる合金の耐腐食性を向上させるための方法であって， 前記合金のマトリックスのマンガン濃度に比較して，脱マンガンした表面層を与 えるために，前記合金の表面を化学的又は電気化学的に酸洗いする工程を含むこ とを特徴とする耐腐食性を向上させる方法。 （１１）第１０の請求項記載の耐腐食性を向上させる方法において， 前記合金は約３〜１２ｗｔ％のクロムを含み，前記酸洗い工程は，前記合金のマ トリックスと比較して，マンガンを除去し，クロムを増加させた前記合金の表面 層を与える特徴とする耐腐食性を向上させる方法。 （１２）約１０〜４５ｗｔ％のマンガンと，約４〜１５ｗｔ％のアルミニウムと ，約０．０１〜１．４ｗｔ％の炭素と，約０〜１２ｗｔ％のクロムと，残部が実 質的に鉄からなる合金の耐腐食性を向上させる方法において， 前記合金のマトリックスと比較して，マンガンを除去した表面層を与えるように ，前記合金表面を高エネルギーパルスによって加熱することを特徴とする方法。 （１３）第１２の請求項記載の耐腐食性を向上させる方法において， 前記合金は約３〜１２１ｗｔ％のクロムを含み，前記高エネルギーパルスによる 加熱は，前記合金のマトリックスの元素含量に比較して，マンガン除去した表面 層を与えることを特徴とする耐腐食性を向上させる方法。 （１４）第１０の請求項記載の耐腐食性を向上させる方法において， 前記合金は 〜２０００ｐｐｍのホウ素； ０．１〜３．５ｗｔ％のコロンビウム，チタン，コバルト，バナジウム，タング ステンから選択された１元素；０〜０．２ｗｔ％の窒素； ０〜４．０ｗｔ％のモリブデン； ０．１〜４．０ｗｔ％の桐； ０．１〜７．５ｗｔ％のニッケル；および０．０１〜１ｗｔ％のスカンジウム， タンタル，ハフニウム，イットリウムから選択された１元素； の少なくとも１種を含むことを特徴とする耐腐食性を向上させる方法。 （１５）第１２の請求項記載の耐腐食性を向上させる方法において， 前記合金は，また， ０〜２０００ｐｐｍのホウ素； ０．１〜３．５ｗｔ％のコロンビウム，チタニウム，コバルト，バナジウム，タ ングステンから選択された１元素；０〜０．２ｗｔ％の窒素； ０〜４．０ｗｔ％のモリブデン； ０．１〜４．０ｗｔ％の銅； ０．１〜７．５ｗｔ％のニッケル；および０．１〜３．５ｗｔ％のスカンジウム ，タンタル，イットリウム，ハフニウムから選択された１元素；の少くとも１種 を含むことを特徴とする耐腐食性を向上させる方法。