WO2014104085A1 - 表層を硬化させた金属材及びその表層硬化処理方法 - Google Patents

表層を硬化させた金属材及びその表層硬化処理方法 Download PDF

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surface layer
layer
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ペトロス アブラハ
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学校法人名城大学
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Definitions

  • the present invention relates to a metal material obtained by curing a surface layer and a surface layer curing method.
  • a method of forming a nitrogen diffusion layer on a surface layer of a metal material and curing the surface layer is known, and is called a nitriding treatment.
  • a nitriding treatment method capable of forming a nitrogen diffusion layer on the surface layer of a metal material at a lower temperature there is a plasma nitriding treatment using nitrogen plasma.
  • ion nitriding treatment since nitrogen ions in the nitrogen plasma are excessively supplied to the surface of the metal material, only the nitrogen diffusion layer is formed on the surface layer of the metal material.
  • Patent Document 1 there is a problem that a brittle nitrogen compound layer is formed (see Patent Document 1 below).
  • the present invention has been made in view of the above-described conventional circumstances, and is a metal obtained by curing a surface layer by forming a nitrogen diffusion layer deeper without forming a nitrogen compound layer on the surface layer of the metal material.
  • the object is to provide a material and a method for curing the surface layer thereof.
  • the metal material obtained by curing the surface layer of the first invention is A metal material whose surface layer is hardened by nitriding the base material, No nitrogen compound layer is formed on the surface layer of the base material, And the Vickers hardness to the depth of 78 micrometers from the surface of the said base material is 5% or more higher than the said base material, It is characterized by the above-mentioned.
  • This metal material does not form a brittle nitrogen compound layer on the surface layer, and a metal material in which the Vickers hardness up to a depth of 78 ⁇ m from the surface is increased by 5% or more compared to the base material by nitriding treatment. Therefore, a hard metal material having high wear resistance can be obtained without removing the nitrogen compound layer by nitriding after polishing.
  • the surface layer curing method of the second invention is A pretreatment step by shot blasting that causes the elastic body to collide with the surface of the metal material;
  • the pretreated metal material that has undergone the pretreatment step is placed in a treatment tank, and the surface of the metal material is formed by nitrogen plasma generated by irradiating an electron beam to nitrogen gas introduced into the treatment tank.
  • a nitriding step for forming a nitrogen diffusion layer is
  • a nitriding treatment is performed in which a nitrogen diffusion layer is formed on a surface layer of a pretreated metal material by nitrogen plasma after a pretreatment step of performing a shot blasting process in which an elastic body collides with the surface of the metal material.
  • the nitrogen diffusion layer can be formed deeper and the surface layer of the metal material can be cured.
  • the change in hardness of the surface layer can be continuously changed. In this case, the hardened surface layer is unlikely to break due to stress concentration or fatigue.
  • the nitrogen ions are prevented from entering the surface of the pretreated metal material, and only nitrogen atoms are incident on the surface.
  • the nitrogen diffusion layer can be formed on the surface layer. In this case, since nitrogen ions can be prevented from entering the surface of the pretreated metal material, surface deposition of the nitrogen compound layer due to excessive supply of nitrogen ions can be suppressed.
  • the nitriding treatment step is provided with a shielding member surrounding the pretreated metal material, and by this shielding member, the surface of the pretreated metal material of the nitrogen ions is provided. Can be blocked. In this case, it is possible to easily shield nitrogen ions from entering the surface of the pretreated metal material by using the shielding member.
  • sample (metal material) 40 for hardening the surface layer As a sample (metal material) 40 for hardening the surface layer, tool steel SKD61 used for metals and tools was used.
  • the sample 40 has a disk shape, a diameter of 20 mm, and a thickness of 2 mm.
  • the surface layer curing method includes a pretreatment step of performing a shot blasting process in which a shot material (elastic body) 2 collides with the surface of the sample 40, and nitrogen is applied to the surface layer of the sample 40 that has been pretreated with a nitrogen plasma in the plasma nitriding apparatus 9. It consists of two steps, a nitriding treatment step for forming the diffusion layer 40D.
  • the blasting apparatus 1 is a mechanical shot blasting apparatus SMAP (manufactured by Toyo Abrasive Co., Ltd.).
  • the blasting device 1 includes a projection unit 3 that projects the shot material 2 while rotating, an injection nozzle 4 having a nozzle diameter of 5 mm, and a cabinet unit 5 that guides the shot material 2 to the injection nozzle 4.
  • the angle between the sample 40 and the injection nozzle 4 is 40 °, and the distance from the tip of the injection nozzle 4 to the sample 40 is 40 mm.
  • Fig. 2 shows a schematic diagram of the shot material 2.
  • the shot material 2 is a resin sphere 6 having a diameter of 0.4 mm, and the entire circumference thereof is covered with diamond abrasive grains 7 having a particle diameter of 1 ⁇ m or less. Since the inside of the shot material 2 is made of resin, it has elasticity. The mass of the shot material 2 is about 4.55 ⁇ 1E-8 kg.
  • the shot material 2 is projected from the projection unit 3 of the blasting device 1 that rotates at a rotational speed of 1 Hz.
  • the shot material 2 projected from the projection unit 3 passes through the cabinet unit 5 and is sprayed onto the sample 40 from the spray nozzle 4 formed narrower than the cabinet unit 5. Then, the shot material 2 that maintains the kinetic energy when projected from the projection unit 3 collides with the sample 40. This collision energy is about 7.1 ⁇ 1E-9J.
  • the injection time of the shot material 2 is 1 minute, and the injection amount of the shot material is 500 g.
  • the shot blasting process in which the shot material 2 having elasticity collides with the surface of the sample 40 has a much lower collision energy than the shot blasting process using a conventional metal particle (steel shot). For this reason, only a low value of the surface hardening of the sample 40 after the shot blast treatment is observed as compared with the steel shot. That is, the hardness of the sample 40 after the shot blasting is 100 Hv or less in terms of Vickers hardness.
  • the plasma nitriding apparatus 9 used in the nitriding process includes an electron beam gun 10 and a processing tank 20 as shown in FIG.
  • the electron beam gun 10 has a discharge region 11 and an acceleration region 12.
  • the discharge region 11 is partitioned into a first discharge region 11A and a second discharge region 11B by an intermediate electrode S1 having a small hole in the center.
  • the first discharge region 11A houses the filament 13 and the cathode S0.
  • the first discharge region 11A communicates with a first gas pipe 14 communicated with an argon gas supply source.
  • the first gas pipe 14 is provided with a first mass flow controller 14A.
  • the first gas pipe 14 is provided with an on-off valve 14B on the upstream side and the downstream side of the first mass flow controller 14A.
  • the second discharge region 11B is separated from the acceleration region 12 by the discharge anode S2.
  • the acceleration region 12 is formed between the discharge anode S2 and the acceleration electrode SA to which the acceleration voltage Va is applied to the discharge anode S2.
  • the electron beam gun 10 configured in this manner starts discharge by introducing argon gas from the first gas pipe 14 into the discharge region 11 and applying a DC voltage between the cathode S0 and the intermediate electrode S1. Then, argon is ionized and a large amount of electrons are generated in the discharge region 11. Only electrons are accelerated from the plasma space by the acceleration voltage Va between the discharge anode S2 and the acceleration electrode SA to generate an electron beam. The generated electron beam is irradiated into the processing tank 20.
  • the processing tank 20 forms a plasma region 21.
  • the plasma region 21 communicates with a second gas pipe 22 that communicates with a nitrogen gas supply source.
  • the second gas pipe 22 is provided with a second mass flow controller 22A.
  • the second gas pipe 22 is provided with an on-off valve 22B on the upstream side and the downstream side of the second mass flow controller 22A.
  • the plasma region 21 communicates with a vacuum pump 23 for depressurization via a gate valve 24.
  • the treatment tank 20 is provided with an electric heater 25 around the intermediate portion.
  • Nitrogen gas is introduced from the second gas pipe 22 into the plasma region 21 and irradiated with an electron beam from the electron beam gun 10, whereby nitrogen molecules are dissociated and ionized to generate nitrogen plasma in the treatment tank 20.
  • the plasma nitriding apparatus 9 is provided with a quartz sample stage 26 in the plasma region 21. Further, the plasma nitriding apparatus 9 includes a metal mesh cage (shielding member) 30 that is mounted on the sample stage 26 and is electrically insulated from the processing tank 20.
  • the cage 30 is formed of a stainless steel wire mesh 31 in a columnar shape, and a stainless steel ring-shaped frame 32 is attached to both ends thereof.
  • the cage 30 is provided with a circular wire mesh 31 at both ends formed by a frame 32.
  • the metal mesh 31 is made of a wire rod having a diameter of 0.16 mm and is knitted in a mesh shape at intervals of 40 meshes per inch.
  • the cage 30 can be arranged with a sample 40 that has been pretreated.
  • the plasma nitriding apparatus 9 includes a first DC power supply 41 that can apply a positive potential bias voltage higher than the plasma potential at the position where the sample 40 is disposed to the sample 40.
  • the plasma nitriding apparatus 9 includes a second DC power supply 31 that can apply a negative bias voltage to the cage 30. Further, the plasma nitriding apparatus 9 includes a thermocouple 42 that can measure the temperature of the workpiece 40.
  • the second DC power supply 31 applies a negative bias voltage to the cage 30.
  • nitrogen ions in the nitrogen plasma are accelerated toward the cage 30.
  • the metal mesh 31 constituting the cage 30 has a mesh shape, the nitrogen ions that have reached the cage 30 pass through the mesh.
  • a part of the nitrogen ions incident on the wire constituting the wire mesh 31 receives electrons from the wire to become nitrogen atoms, and is incident on the surface of the sample 40 while maintaining its acceleration. That is, only nitrogen atoms are incident on the surface of the sample 40.
  • a positive bias voltage higher than the plasma potential is applied to the sample 40 by the first DC power supply 41. For this reason, the nitrogen ions that have entered the cage 30 are rebounded by the electric field of the sample 40 and are blocked from entering the surface of the sample 40. In this way, a method in which only nitrogen atoms of nitrogen plasma are selectively incident on the surface of the sample 40 to form the nitrogen diffusion layer 40D on the surface layer of the sample 40 is referred to as “neutral nitriding”.
  • the argon gas flow rate is controlled to 20 sccm using the first mass flow controller 14A. Further, the flow rate of nitrogen gas is controlled to 40 sccm using the second mass flow controller 22A.
  • the acceleration voltage Va was 80 V, and the beam current of the electron beam was 8.0 A.
  • the nitrogen pressure in the treatment tank 20 was 0.4 Pa, the electric heater 25 was heated, and the temperature of the sample 40 was 500 ° C. Under the above conditions, the surface of the sample 40 was subjected to neutral nitridation treatment or ion nitridation treatment.
  • samples N1, N2, and N3 were prepared in which neutral nitriding treatment was performed at three levels of treatment time of 3, 6, and 12 hours.
  • Samples I1, I2, and I3 performed over time were prepared. And about all the samples 40, the cross-sectional observation by the metal microscope and the Vickers hardness evaluation of the depth direction were performed.
  • the procedure for observing the cross section of the sample 40 with a metal microscope is as follows. First, the treated sample 40 is cut with a diamond cutter and embedded in a resin, and then the cross section is polished with alumina having a particle size of 0.05 ⁇ m. Then, only the nitrogen diffusion layer 40D was changed to black by being immersed in a nital solution having a nitric acid concentration of 3% for 30 seconds.
  • FIG. 4 (a) shows a cross-sectional metal micrograph of sample N ′ obtained by performing only the neutral nitriding for 6 hours without performing pretreatment
  • FIG. 4 (b) shows the sample N2 obtained by performing the pretreatment and neutral nitriding treatment for 6 hours.
  • a cross-sectional metal micrograph is shown.
  • the region that is changed to black in FIG. 4 corresponds to the nitrogen diffusion layer 40D.
  • the sample N2 subjected to the pretreatment and the neutral nitriding treatment has a layer discolored in black, and the nitrogen diffusion layer 40D is formed deeper than the sample N ′ subjected to only the neutral nitriding. I understand that. Therefore, it can be seen that the nitrogen diffusion layer 40D can be formed deeper on the surface of the sample 40 by performing the subsequent plasma nitriding process than when the preprocessing is not performed.
  • FIGS. 5 (a), (b), and (c) show cross-sectional metal micrographs of samples N1 to N3 that were pre-treated and neutral-nitrided for 3, 6, and 12 hours, respectively.
  • FIG. 6 is a graph showing the processing time dependence of the depth profile of Vickers hardness of samples N1 to N3 subjected to pretreatment and neutral nitriding treatment.
  • FIGS. 7A, 7B, and 7C show cross-sectional metal micrographs of Samples I1 to I3 that have been subjected to ion nitriding for 1.5, 3, and 6 hours, respectively.
  • FIG. 8 is a graph showing the processing time dependence of the depth profile of Vickers hardness of samples I1 to I3 subjected to ion nitriding.
  • the samples N1 to N3 subjected to the ion nitriding treatment and the neutral nitriding treatment increase the treatment time, so that the black-discolored layer spreads. Therefore, by increasing the treatment time, nitrogen can be obtained. It can be seen that the diffusion layer 40D is formed deeper. Further, in any sample 40 subjected to neutral nitriding treatment and ion nitriding treatment from FIGS. 6 and 8, the Vickers hardness of the surface layer of sample 40 is increased by increasing the treatment time, and the surface layer hardening is promoted. I understand.
  • the Vickers hardness of the SKD61 sample 40 before nitriding is about 630 Hv.
  • the depth at which the Vickers hardness is 5% higher (about 660 Hv) than the sample 40 before nitriding is defined as “nitrogen diffusion depth”.
  • the nitrogen diffusion depths of the three samples (samples N1 to N3) subjected to the neutral nitriding treatment are estimated to be about 45 ⁇ m, about 67 ⁇ m, and about 92 ⁇ m, respectively.
  • the nitrogen diffusion depths of the three samples (samples I1 to I3) subjected to ion nitriding are estimated to be about 48 ⁇ m, about 80 ⁇ m, and about 128 ⁇ m, respectively.
  • the nitrogen diffusion depth becomes deeper by increasing the processing time for any of the samples 40 subjected to the neutral nitriding treatment and the ion nitriding treatment. Further, it can be seen that the sample 40 subjected to the ion nitriding treatment has a faster formation rate of the nitrogen diffusion layer 40D and the nitrogen diffusion depth deeper than the sample 40 subjected to the neutral nitriding treatment.
  • a white nitrogen compound layer 40C is confirmed on the surface of all the samples I1 to I3 subjected to the ion nitriding treatment. Further, focusing attention on FIG. 5, the nitrogen compound layer 40C is not visually confirmed in the samples N1 to N3 subjected to the neutral nitriding treatment.
  • FIG. 9 shows the relationship between the surface nitrogen concentration and the surface precipitate material with respect to the treatment time.
  • FIG. 9 shows that when the nitrogen concentration in the SKD 61 exceeds 6 wt% (generation threshold), the nitrogen compound layer ⁇ (40C) of the elements contained in the SKD 61 is deposited on the surface.
  • the processing time is about several tens of minutes and the generation threshold is exceeded.
  • the curve of the surface nitrogen concentration with respect to the treatment time is gentle, and the nitrogen compound layer ⁇ (40C) does not precipitate on the surface unless the nitriding treatment is performed for 9 hours or more.
  • the formation rate of the nitrogen diffusion layer 40D is higher in the ion nitriding process than in the neutral nitriding process, but it is impossible in principle to form the nitrogen diffusion layer 40D deeply without forming the nitrogen compound layer 40C on the surface. It is.
  • generation threshold value is exceeded, Therefore The thin nitrogen compound layer 40C of the grade which cannot be confirmed from the cross-sectional metal micrograph of FIG.5 (c) is formed in the surface of the sample 40 It is speculated that it is.
  • a shot blasting process is performed in which the shot material 2 having elasticity collides with the surface of the sample 40, and then In addition, the neutral nitriding treatment may be performed for 9 hours.
  • the nitrogen diffusion depth at the neutral nitriding time of 9 hours is determined to be about 78 ⁇ m by linearly approximating the data of the samples N1 to N3 subjected to neutral nitriding. Can do.
  • the neutral nitriding in which only nitrogen atoms contribute to the formation of the nitrogen diffusion layer 40D after the shot blasting process in which the shot material 2 having elasticity collides with the surface of the metal material 40 is performed as a pretreatment.
  • the metal material 40 having a high hardness from the surface to a depth of about 78 ⁇ m can be produced without depositing the nitrogen compound layer 40C on the surface layer of the metal material 40.
  • the metal material 40 that has been subjected to the nitriding treatment is excellent in wear resistance, and can be used for a tool or the like so that the service life can be extended. Further, since the brittle nitrogen compound layer 40C is not formed on the surface layer of the metal material 40, it is not necessary to remove it by polishing or the like, and the operation cost can be reduced.
  • the metal material 40 when performing a composite curing process for coating the metal material 40 with a TiN (titanium nitride) film or the like, if the nitrogen compound layer 40C is formed on the surface layer, the coated TiN film may be peeled off. is there.
  • the metal material 40 that has been subjected to the neutral nitriding treatment is also effective when performing the composite curing treatment because the nitrogen compound layer 40C is not formed on the surface layer of the metal material 40.
  • the hardness change rate from the surface to about 50 ⁇ m is ⁇ 206/40 [0.01 Hv / ⁇ m], that is, ⁇ 5.1 [0.01 Hv / ⁇ m] in the treatment for 12 hours. ⁇ m].
  • the hardness change rate from the surface to about 70 ⁇ m is ⁇ 80/40 [0.01 Hv / ⁇ m], that is, ⁇ 2 [0.01 Hv / ⁇ m].
  • the hardness change inside the metal material 40 continues from about 1400 Hv of the surface hardness to a hardness of the metal material 40 of 630 Hv. It is preferable to make a transition.
  • the hardness change rate from the surface to a depth of about 70 ⁇ m in the 6-hour treatment was ⁇ 2 [0.01 Hv / ⁇ m], but from about 70 ⁇ m from the surface. In a deep part, it changes greatly with ⁇ 22.3 [0.01 Hv / ⁇ m].
  • the change ratio is ⁇ 22.3 / ⁇ 2 ⁇ 11.2.
  • the change ratio is the ratio of the hardness change rate before and after the point at which the hardness change rate in the nitrogen diffusion layer 40D changes discontinuously (hereinafter referred to as the refraction point).
  • the rate of change in hardness is used as the denominator.
  • the hardness change rate from the surface to a depth of about 50 ⁇ m is ⁇ 5.1 [0.01 Hv / ⁇ m] and ⁇ 14.6 [0. 01Hv / ⁇ m], and the change ratio is ⁇ 14.6 / ⁇ 5.1 ⁇ 2.9.
  • change ratio 11.2
  • the behavior differs between this pseudo-coating and a deeper part. Specifically, it is suggested that in the pseudo-coating and a deeper part than that, destruction occurs due to stress concentration, fatigue, or the like in the vicinity of the boundary.
  • the hardness change changes almost continuously when the change ratio is about 1/4 of that of the ion nitriding treatment, so that the above-described breakdown due to stress concentration, fatigue, or the like hardly occurs.
  • Neutral nitriding has not only a high surface hardness, but also has a feature that the hardness changes continuously inside the material (ideally, the change ratio is 1 and there is no refraction point). In addition, it is possible to impart high resistance to the material against breakage such as stress concentration and fatigue. In general, in the nitriding treatment, the change ratio is preferably 1 to 3.
  • Such an effect is considered to be achieved by a combination of a pretreatment process for performing a shot blasting process in which the elastic body 2 collides with the surface of the metal material 40 for a mirror finish and a neutral nitriding process.
  • the above-described effect is considered to occur because there are many dislocations excited by the collision of the elastic body 2 inside.
  • this dislocation is also present in a normal metal material, more dislocations than those in a normal metal material are generated due to the collision of the elastic body 2, and the dislocation per unit area (dislocation density). Will increase.
  • nitrogen atoms implanted into the surface of the metal material 40 will eventually be saturated, the room for nitrogen atoms will decrease, and a nitrogen compound layer 40C will be formed on the surface.
  • the metal material 40 in which the dislocation density is increased by performing the pretreatment with the elastic body 2 nitrogen atoms that have started to penetrate from the surface successively propagate through the dislocation lines and diffuse into the metal material 40.
  • the nitrogen atoms permeate deeper and more quickly into the interior, so that compared to the conventional nitriding method in which the pretreatment is not performed, in a very short time.
  • the desired hardness can be obtained.
  • nitrogen atoms penetrate deeper and the nitrogen diffusion layer 40D can be formed thicker.
  • the state where the dislocation density is high can contribute to lowering the processing temperature because the nitrogen atoms can be carried into the metal material 40 even in a low processing temperature environment as compared with the conventional method. Furthermore, even for stainless steel materials that have been considered difficult for conventional methods, the penetration of nitrogen atoms can be achieved without damaging the passive layer by utilizing the effect of introducing dislocations. Along with this, corrosion resistance and high surface hardness are obtained. Furthermore, high wear resistance is exhibited even in a corrosive atmosphere.
  • the surface roughness of the metal material 40 is literally 50 nm (nanometer) or less in terms of the 10-point average roughness Rz of mirror finishing. It is considered that the above effect is also produced.
  • the ten-point average roughness Rz means that only the reference length is extracted from the roughness curve in the direction of the average line, and measured from the average line of the extracted portion in the direction of the vertical magnification, from the highest peak to the fifth. The sum of the absolute value of the absolute value of the altitude of the summit of the mountain and the average value of the absolute values of the altitude of the bottom of the valley from the lowest valley floor to the fifth are obtained, and this value is expressed.
  • the ten-point average roughness Rz of the untreated metal material 40 is usually expressed in ⁇ m (micrometer).
  • the surface hardening treatment method of the embodiment is a process for forming a concave portion on the surface of the metal material 40 by colliding an inelastic projectile such as a commonly used iron ball or ceramic particle. It has very different characteristics from the method.
  • nitrogen atoms are incident from the surface of the metal material 40. Therefore, if the surface area is large, the incident nitrogen atoms increase accordingly.
  • the nitrogen atoms incident on the metal material 40 permeate and accumulate inside the metal material 40 mainly along the dislocation lines as described above.
  • the incident amount is larger than the permeation amount, It is not preferable because it mainly accumulates in the vicinity and leads to an increase in the change ratio described above.
  • concentration of a nitrogen atom becomes high, it will lead also to the production
  • the surface area of the metal material 40 is reduced from tens of times to one hundredth. Is possible.
  • the incidence of nitrogen atoms is limited, the amount of nitrogen atoms incident and the amount of penetration of nitrogen atoms are balanced, and nitrogen atoms do not stay and penetrate into the metal material 40, contributing to a reduction in change ratio. It is thought to do. That is, in the pretreatment with the elastic body 2, the ten-point average roughness Rz of the metal material 40 is desirably 50 nm or less, and more desirably 30 nm or less.
  • the present invention is not limited to the embodiments described with reference to the above description and drawings.
  • the following embodiments are also included in the technical scope of the present invention.
  • (1) In the above embodiment, a cage produced by weaving a wire into a shielding member is used. However, the cage diameter and the weaving interval may be appropriately changed.
  • diamond abrasive grains of 1 ⁇ m or less were used as the abrasive grains of the elastic body. Also good.
  • the resin is used as the base material of the elastic body.
  • the present invention is not limited thereto, and an elastic body such as rubber may be used.
  • the shot blasting process conditions in the pretreatment process, the projection speed of the elastic body, and the collision energy to the metal material may be appropriately changed.
  • Shot material (elastic body) 10 ... Processing tank 30 ... Cage (shielding member) 40 ... Sample (metal material, pretreated metal material) 40C ... Nitrogen compound layer 40D ... Nitrogen diffusion layer

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Abstract

　表層を硬化させて耐摩耗性を高めた金属材とその表層硬化処理方法を提供する。　母材に浸窒処理を行うことでその表層を硬化させた金属材（４０）であって、母材の表層には窒素化合物層（４０Ｃ）が形成されておらず、かつ、母材の表面より７８μｍの深さまでのビッカース硬度が母材に比べて５％以上高い。

Description

表層を硬化させた金属材及びその表層硬化処理方法
　本発明は、表層を硬化させた金属材及びその表層硬化処理方法に関するものである。
　一般的に金属材の表層に窒素拡散層を形成し、その表層の硬化を図る手法が知られており、浸窒処理と称されている。そして、より低温で金属材の表層に窒素拡散層を形成可能な浸窒処理方法として、窒素プラズマを用いたプラズマ窒化処理がある。しかしながら、従来のプラズマ窒化処理（イオン窒化処理と称されている）では、金属材の表面に対して窒素プラズマ中の窒素イオンが過剰に供給される為、金属材の表層には窒素拡散層のみならず、脆い窒素化合物層が形成されてしまう問題点があった（下記、特許文献１参照）。
　この窒素化合物層の形成を抑制するプラズマ窒化処理方法として、窒素プラズマ中の窒素イオンが金属材へ入射しないように遮蔽し、窒素原子のみを窒素拡散層の形成に寄与させるニュートラル窒化処理が考案されている（下記、特許文献２参照）。
特開２００２－３５６７６４号公報 特開２０１１－０５２３１３号公報
　しかしながら、金属材の表層への窒素拡散速度を速め、かつ、より深くまで窒素拡散層を形成することが求められていた。
　本発明は、上記従来の実情に鑑みてなされたものであって、金属材の表層に窒素化合物層を形成することなく、かつより深くまで窒素拡散層を形成することで表層を硬化させた金属材とその表層硬化処理方法を提供することを目的としている。
　第１発明の表層を硬化させた金属材は、
　母材に浸窒処理を行うことでその表層を硬化させた金属材であって、
　前記母材の前記表層には窒素化合物層が形成されておらず、
　かつ、前記母材の表面より７８μｍの深さまでのビッカース硬度が前記母材に比べて５％以上高いことを特徴とする。
　この金属材は、表層に脆い窒素化合物層を形成することなく、浸窒処理によって表面より７８μｍの深さまでのビッカース硬度が母材に比べて５％以上高められた金属材が得られる。よって、窒素化合物層を浸窒処理後に研磨等により除去することなく、耐摩耗性の高い硬質な金属材を得ることができる。
　第２発明の表層硬化処理方法は、
　弾性体を金属材の表面に衝突させるショットブラスト処理による前処理工程と、
　前記前処理工程を経た前処理済み金属材を処理槽内に配し、前記処理槽内に導入した窒素ガスに対して電子ビームを照射することで発生する窒素プラズマによって、前記金属材の表層に窒素拡散層を形成する窒化処理工程とを有することを特徴とする。
　この表層硬化処理方法は、弾性体を金属材の表面に衝突させるショットブラスト処理を施す前処理工程を経た後に、窒素プラズマによって前処理済み金属材の表層に窒素拡散層を形成する窒化処理を行うことによって、窒素拡散層をより深くまで形成して、金属材の表層硬化を図ることができる。
ショットブラスト処理の模式図である。 ショット材の模式図である。 プラズマ窒化処理装置の概略図である。 サンプルＮ２とサンプルＮ’の断面金属顕微鏡写真である。 ニュートラル窒化を行ったサンプルの断面金属顕微鏡写真である。 ニュートラル窒化を行ったサンプルの深さ方向のビッカース硬度プロファイルの処理時間依存性を示すグラフである。 イオン窒化を行ったサンプルの断面金属顕微鏡写真である。 イオン窒化を行ったサンプルの深さ方向のビッカース硬度プロファイルの処理時間依存性を示すグラフである。 処理時間に対する表面窒素濃度と表面析出材質との関係を示す図である。
　第１発明及び第２発明における好ましい実施の形態を説明する。
　第１発明の金属材において、前記表層の硬度変化が連続的に推移し得る。この場合、硬化された表層において、応力集中や疲労等による破壊が起こり難い。
　第２発明の表面硬化処理方法において、前記窒化処理工程は、前記窒素プラズマのうち、窒素イオンの前記前処理済み金属材の前記表面への入射を遮蔽し、窒素原子のみを前記表面に入射させて前記表層に前記窒素拡散層を形成し得る。この場合、窒素イオンが前処理済み金属材の表面に入射するのを遮蔽できる為、窒素イオンの供給過剰に起因する窒素化合物層の表層析出を抑制できる。
　第２発明の表面硬化処理方法において、前記窒化処理工程は、前記前処理済み金属材を包囲した遮蔽部材が設けられ、この遮蔽部材によって、前記窒素イオンの前記前処理済み金属材の前記表面への入射が遮蔽され得る。この場合、遮蔽部材を用いることで窒素イオンが前処理済み金属材の表面に入射するのを容易に遮蔽できる。
　次に、第１発明の表層を硬化した金属材及び第２発明の表層硬化処理方法を具体化した実施例について、図面を参照しつつ説明する。
　＜実施例＞
　表層を硬化させるサンプル（金属材）４０として、金属や工具に使用される工具鋼ＳＫＤ６１を用いた。サンプル４０は円板状であり、直径は２０ｍｍであり、厚さは２ｍｍである。
　表層硬化処理方法は、サンプル４０の表面にショット材（弾性体）２を衝突させるショットブラスト処理を施す前処理工程と、プラズマ窒化処理装置９にて窒素プラズマにより前処理済みサンプル４０の表層に窒素拡散層４０Ｄを形成する窒化処理工程の２工程からなっている。
　前処理工程におけるショットブラスト処理の模式図を図１に示す。ブラスト装置１は機械式ショットブラスト加工装置ＳＭＡＰ（東洋研磨材工業株式会社製）である。ブラスト装置１は回転しつつショット材２を投射する投射部３と、ノズル径が５ｍｍの噴射ノズル４と、噴射ノズル４までショット材２を導出するキャビネット部５とを有している。サンプル４０と、噴射ノズル４との角度（噴射角度θ）は４０°であり、噴射ノズル４の先端からサンプル４０までの距離は４０ｍｍである。
　図２にショット材２の模式図を示す。ショット材２は直径が０．４ｍｍの樹脂製の球体６であり、その全周は１μｍ以下の粒径のダイヤモンド砥粒７にて覆われている。ショット材２は内部が樹脂製である為、弾性を有している。尚、ショット材２の質量は約４．５５×１Ｅ－８ｋｇである。
　次にショットブラスト処理の手順について説明する。
　ショット材２は回転速度１Ｈｚにて回転するブラスト装置１の投射部３から投射される。投射部３から投射されたショット材２は、キャビネット部５を通過し、キャビネット部５よりも幅狭に形成された噴射ノズル４からサンプル４０に対して噴射される。そして、投射部３より投射された時の運動エネルギーを維持したショット材２がサンプル４０に衝突する。この衝突エネルギーは約７．１×１Ｅ－９Ｊである。また、ショット材２の噴射時間は１分間であり、ショット材の噴射量は５００ｇである。
　この弾性を有したショット材２をサンプル４０の表面に衝突させるショットブラスト処理は、従来の金属粒子（スチールショット）を用いるショットブラスト処理に比べて衝突エネルギーが非常に低い。このため、ショットブラスト処理後のサンプル４０の表面硬化はスチールショットに比較して低い値しか観測されない。すなわち、サンプル４０はショットブラスト処理後の硬度変化がビッカース硬度で１００Ｈｖ以下である。
　次に窒化処理工程について説明する。
　窒化処理工程で使用するプラズマ窒化装置９は、図３に示すように、電子ビームガン１０及び処理槽２０を有する。電子ビームガン１０は放電領域１１と加速領域１２とを有している。放電領域１１は中央部に小孔を有する中間電極Ｓ１によって第１放電領域１１Ａと第２放電領域１１Ｂとに区画されている。第１放電領域１１Ａはフィラメント１３と陰極Ｓ０とを収納している。また、第１放電領域１１Ａはアルゴンガスの供給源に連通した第１ガス配管１４が連通している。第１ガス配管１４は第１マスフローコントローラー１４Ａを介装している。また、第１ガス配管１４は第１マスフローコントローラー１４Ａの上流側及び下流側に開閉弁１４Ｂを介装している。
　第２放電領域１１Ｂは放電陽極Ｓ２によって加速領域１２と区切られている。加速領域１２は、放電陽極Ｓ２と、放電陽極Ｓ２に対して加速電圧Ｖａが印加された加速電極ＳＡとに挟まれて形成されている。
　このように構成された電子ビームガン１０は、放電領域１１内に第１ガス配管１４からアルゴンガスを導入し、陰極Ｓ０と中間電極Ｓ１との間に直流電圧を印加することで放電を開始する。すると、アルゴンがイオン化されて放電領域１１内に大量の電子が発生する。このプラズマ空間中から放電陽極Ｓ２と加速電極ＳＡとの間の加速電圧Ｖａにより電子のみを加速させて電子ビームを生成する。生成された電子ビームは処理槽２０内に照射される。
　処理槽２０はプラズマ領域２１を形成している。プラズマ領域２１は窒素ガスの供給源に連通した第２ガス配管２２を連通している。第２ガス配管２２は第２マスフローコントローラー２２Ａを介装している。また、第２ガス配管２２は第２マスフローコントローラー２２Ａの上流側及び下流側に開閉弁２２Ｂを介装している。また、プラズマ領域２１はゲートバルブ２４を介して減圧するための真空ポンプ２３を連通している。処理槽２０は中間部の周囲に電熱ヒーター２５を設けている。
　プラズマ領域２１内に第２ガス配管２２から窒素ガスが導入され、電子ビームガン１０から電子ビームが照射されることにより、窒素分子が解離・電離して処理槽２０内に窒素プラズマが生成される。
　また、プラズマ窒化処理装置９はプラズマ領域２１内に石英製の試料台２６が備えられている。さらに、プラズマ窒化処理装置９は、試料台２６の上に取り付けられ、処理槽２０と電気的に絶縁された金属製の網目状のケージ（遮蔽部材）３０を備えている。ケージ３０は、ステンレス製の金網３１を円柱状に形成し、その両端にステンレス製のリング状のフレーム３２が取り付けられている。また、ケージ３０はフレーム３２により形成された両端部に円形状の金網３１が取り付けられている。金網３１は、直径０．１６ｍｍの線材から作られ、１インチ当たり４０メッシュの間隔でメッシュ状に編まれたものである。ケージ３０は内部に前処理を施したサンプル４０を配置可能である。
　プラズマ窒化処理装置９はサンプル４０が配置される位置におけるプラズマ電位よりも高い正電位バイアス電圧をサンプル４０に印加可能な第１直流電源装置４１を備えている。また、プラズマ窒化処理装置９はケージ３０に負電位のバイアス電圧を印加可能な第２直流電源装置３１を備えている。さらに、プラズマ窒化処理装置９は処理物４０の温度を測定可能な熱電対４２を備えている。
　次に、プラズマ窒化装置９を用いた２つの窒化処理方法について説明する。
　電子ビームが照射されると、サンプル４０の周辺に窒素プラズマが生成する。また、第２直流電源装置３１がケージ３０に対して負バイアス電圧を印加する。これによって、窒素プラズマ中における窒素イオンはケージ３０に向かって加速する。ケージ３０を構成する金網３１はメッシュ状であるため、ケージ３０に到達した窒素イオンは網目を通過する。そして、金網３１を構成する線材に入射した一部の窒素イオンは線材から電子を受け取って窒素原子になり、その加速性を維持しつつサンプル４０の表面に対して入射する。すなわち、窒素原子のみがサンプル４０の表面に入射することになる。
　サンプル４０は第１直流電源装置４１よってプラズマ電位よりも高い正バイアス電圧が印加されている。このため、ケージ３０内に侵入した窒素イオンはサンプル４０の電界によって跳ね返され、サンプル４０の表面への入射が遮蔽される。このように、窒素プラズマの窒素原子のみを選択的にサンプル４０の表面に入射させ、サンプル４０の表層に窒素拡散層４０Ｄを形成する方法を「ニュートラル窒化」という。
　一方、ケージ３０を用いず、第１直流電源装置４１よって負バイアス電圧をサンプルに印加することで窒素イオンを積極的にサンプル４０の表面に入射させて、サンプル４０の表層に窒素拡散層４０Ｄを形成する従来の窒化処理方法を「イオン窒化」という。
　次に、プラズマ窒化装置９の窒化処理条件について説明する。
　第１マスフローコントローラー１４Ａを用いて、アルゴンガスの流量を２０ｓｃｃｍに制御する。また、第２マスフローコントローラー２２Ａを用いて、窒素ガスの流量を４０ｓｃｃｍに制御する。加速電圧Ｖａは８０Ｖとし、電子ビームのビーム電流は８．０Ａとした。処理槽２０内の窒素圧力は０．４Ｐａとし、電熱ヒーター２５を加熱してサンプル４０の温度を５００℃とした。以上の条件にて、サンプル４０の表面をニュートラル窒化処理もしくはイオン窒化処理した。
　前処理を行った後に、ニュートラル窒化処理を３、６、１２時間の３水準の処理時間にて行ったサンプルＮ１、Ｎ２、Ｎ３を用意した。
　また、比較例として、前処理は行わず、ニュートラル窒化処理のみを６時間行ったサンプルＮ’と、前処理は行わず、イオン窒化処理のみを１．５、３、６時間の３水準の処理時間にて行ったサンプルＩ１、Ｉ２、Ｉ３を用意した。そして、すべてのサンプル４０について金属顕微鏡による断面観察と深さ方向のビッカース硬度評価を行った。
　金属顕微鏡によるサンプル４０の断面観察を行う際の手順は以下の通りである。まず、処理したサンプル４０をダイヤモンドカッターで切断し、樹脂に埋め込んだ後に、その断面を粒度０．０５μｍのアルミナにて研磨する。その後、硝酸濃度３％のナイタール液に３０秒間浸漬させることで、窒素拡散層４０Ｄのみを黒色に変色させた。
　図４（ａ）に前処理は行わず、ニュートラル窒化のみを６時間行ったサンプルＮ’の断面金属顕微鏡写真を、図４（ｂ）に前処理及びニュートラル窒化処理を６時間行ったサンプルＮ２の断面金属顕微鏡写真を示す。上述の通り、図４において黒色に変色している領域が窒素拡散層４０Ｄに対応している。図４から前処理及びニュートラル窒化処理を行ったサンプルＮ２はニュートラル窒化のみを行ったサンプルＮ’に比べて、黒色に変色した層が広がっており、窒素拡散層４０Ｄがより深くまで形成されていることがわかる。よって、前処理を行わなかった場合に比べて、前処理を行った方がその後のプラズマ窒化処理により、サンプル４０の表面により深くまで窒素拡散層４０Ｄを形成できることがわかる。
　図５（ａ）、（ｂ）、（ｃ）に前処理及びニュートラル窒化処理を３、６、１２時間行ったサンプルＮ１～Ｎ３の断面金属顕微鏡写真をそれぞれ示す。また、図６に前処理及びニュートラル窒化処理を行ったサンプルＮ１～Ｎ３のビッカース硬度の深さ方向プロファイルの処理時間依存性のグラフを示す。また、図７（ａ）、（ｂ）、（ｃ）にイオン窒化処理を１．５、３、６時間行ったサンプルＩ１～Ｉ３の断面金属顕微鏡写真をそれぞれ示す。また、図８にイオン窒化処理を行ったサンプルＩ１～Ｉ３のビッカース硬度の深さ方向プロファイルの処理時間依存性のグラフを示す。
　図５、７からイオン窒化処理及びニュートラル窒化処理を行ったいずれのサンプルＮ１～Ｎ３についても処理時間を増やすことで、黒色に変色した層が広がっていることから、処理時間を長くすることで窒素拡散層４０Ｄがより深くまで形成されていることがわかる。また、図６及び図８からニュートラル窒化処理及びイオン窒化処理を行ったいずれのサンプル４０についても処理時間を長くすることでサンプル４０の表層のビッカース硬度が増加し、表層硬化が促進されていることがわかる。
　サンプル４０であるＳＫＤ６１の窒化処理前のビッカース硬度は約６３０Ｈｖである。そして、窒化処理前のサンプル４０よりもビッカース硬度が５％高くなる（約６６０Ｈｖ）深さを「窒素拡散深さ」と定義する。図６からニュートラル窒化処理を行った３つのサンプル（サンプルＮ１～Ｎ３）の窒素拡散深さはそれぞれ、約４５μｍ、約６７μｍ、約９２μｍと見積もられる。また、図８からイオン窒化処理を行った３つのサンプル（サンプルＩ１～３）の窒素拡散深さは、それぞれ約４８μｍ、約８０μｍ、約１２８μｍと見積もられる。ニュートラル窒化処理及びイオン窒化処理を行ったいずれのサンプル４０についても処理時間を長くする事で窒素拡散深さが深くなることがわかる。また、イオン窒化処理を行ったサンプル４０の方がニュートラル窒化処理を行ったサンプル４０よりも窒素拡散層４０Ｄの形成速度が速く、窒素拡散深さが深くなることがわかる。
　図７に再度着目すると、イオン窒化処理を行ったサンプルＩ１～Ｉ３はすべて表面に白色の窒素化合物層４０Ｃが確認される。また、図５に着目するとニュートラル窒化処理を行ったサンプルＮ１～Ｎ３については、窒素化合物層４０Ｃは目視では確認されない。
　図９に処理時間に対する表面窒素濃度と表面析出材質との関係について示す。ＳＫＤ６１内の窒素濃度が６ｗｔ％（生成閾値）を超えると、ＳＫＤ６１内に含まれる元素の窒素化合物層ε（４０Ｃ）が表面に析出してくることを図９は示している。イオン窒化処理の場合、処理時間が約数十分で生成閾値を超えてしまう。それに比べてニュートラル窒化処理の場合、処理時間に対する表面窒素濃度のカーブが緩やかであり、９時間以上窒化処理を行わない限り、窒素化合物層ε（４０Ｃ）は表面に析出しない。
　すなわち、窒素拡散層４０Ｄの形成速度はイオン窒化処理の方がニュートラル窒化処理に比べて早いが、表面に窒素化合物層４０Ｃを形成せずに窒素拡散層４０Ｄを深く形成することは原理上不可能である。なお、ニュートラル窒化処理を１２時間行ったサンプルＮ３については生成閾値を超えている為、図５（ｃ）の断面金属顕微鏡写真からは確認できない程度の薄い窒素化合物層４０Ｃがサンプル４０の表面に形成されていることが推測される。
　以上から、窒素化合物層４０Ｃを表層に析出させる事なく、より深くまで窒素拡散層４０Ｄを形成するためには、弾性を有するショット材２をサンプル４０の表面に衝突させるショットブラスト処理を行い、その後に、ニュートラル窒化処理を９時間行えばよい。
　窒素拡散深さと処理時間は線形の関係にあるため、ニュートラル窒化を行ったサンプルＮ１～Ｎ３のデータを直線近似することによって、９時間のニュートラル窒化処理時間における窒素拡散深さは約７８μｍと求めることができる。
　以上、本実施例によれば、弾性を有するショット材２を金属材４０の表面に衝突させるショットブラスト処理を前処理として行った後に、窒素原子のみが窒素拡散層４０Ｄの形成に寄与するニュートラル窒化処理を行うことによって、金属材４０の表層に窒素化合物層４０Ｃを析出させることなく、表面から７８μｍ程度の深さまで高い硬度を有する金属材４０を作製することができる。
　このように、浸窒処理を行った金属材４０は耐摩耗性に優れ、加工して工具などに使用する際には使用寿命を長くすることができる。また、金属材４０の表層には脆い窒素化合物層４０Ｃが形成されないので、それを研磨等により除去する必要がなくなり作業コストを低減することができる。
　また、金属材４０に対して更にＴｉＮ（窒化チタン）膜などをコーティングする複合硬化処理を行う際に、窒素化合物層４０Ｃが表層に形成されているとコーティングしたＴｉＮ膜が剥離してしまう虞がある。これに対し、ニュートラル窒化処理を行った金属材４０は、窒素化合物層４０Ｃが金属材４０の表層に形成されないので、複合硬化処理を行う際にも有効である。
　更に、図６と図８を比較すると、以下のことが分かる。図６に示すように、ニュートラル窒化処理の場合、表面から５０μｍ程度までの硬度変化率は、１２時間処理において－２０６／４０［０．０１Ｈｖ／μｍ］、すなわち－５．１［０．０１Ｈｖ／μｍ］であった。一方、図８に示すように、イオン窒化処理の場合、表面から７０μｍ程度までの硬度変化率は、６時間処理において－８０／４０［０．０１Ｈｖ／μｍ］、すなわち－２［０．０１Ｈｖ／μｍ］であった。
　一般に窒素拡散層４０Ｄが表面から１２０μｍ～２００μｍ程度の限られた深さで一定であるとすると、金属材４０内部の硬度変化は、表面硬度の１４００Ｈｖ程度から金属材４０の硬度６３０Ｈｖまでこの間に連続的に推移することが好ましい。図８に示すように、イオン窒化処理の場合、６時間処理において、表面から７０μｍ程度の深さまでの硬度変化率は－２[０．０１Ｈｖ／μｍ]であったものが、表面から７０μｍ程度より深い部位では、－２２．３[０．０１Ｈｖ／μｍ]と大きく変化する。その変化比は、－２２．３／－２≒１１．２である。ここで、変化比とは、窒素拡散層４０Ｄ中の硬度変化率の不連続的に変化する点（以下では屈折点と称する）前後の硬度変化率の比であり、表面からこの屈折点までの硬度変化率を分母とするものである。図６に示すように、ニュートラル窒化処理の場合、１２時間処理において、表面から５０μｍ程度の深さまでの硬度変化率が－５．１［０．０１Ｈｖ／μｍ］が、－１４．６［０．０１Ｈｖ／μｍ］と変化し、変化比は、－１４．６／－５．１≒２．９である。
　イオン窒化処理では、表面から７０μｍ程度の深さで硬度変化率が大きく変わり（変化比＝１１．２）、あたかも表面から７０μｍ程度の深さまで疑似被膜が存在すると見立てられる。この状態で、素材表面に様々な方向から外力が加わると、この疑似被膜とそれよりも更に深い部位では、挙動が異なってくることが推測される。具体的に、疑似被膜とそれよりも更に深い部位では、境界付近において応力集中や疲労等により破壊が起こることが示唆されるのである。一方、ニュートラル窒化処理では、この変化比がイオン窒化処理の１／４程度でほぼ連続的に硬度変化が推移するため、上記のような応力集中や疲労等による破壊が起こり難い。
　ニュートラル窒化処理は、単に高い表面硬度を得ることができるだけでなく、素材内部においても硬度変化が連続的に推移する（理想的には変化比が１で、屈折点が存在しない）特徴を有し、応力集中や疲労等の破壊に対し高い耐性を素材に付与することが可能となるのである。一般的に窒化処理においては、当該変化比が１～３であることが好ましい。
　このような効果は、鏡面仕上げのために弾性体２を金属材４０の表面に衝突させるショットブラスト処理を施す前処理工程と、ニュートラル窒化処理工程との結合により達成されると考えられる。鏡面仕上げのための弾性体２による前処理を行った金属材４０では、その内部に弾性体２の衝突により励起された転位が数多く存在することから上述した効果が生起すると考えられる。この転位は、通常の金属材料にも存在するものであるが、当該弾性体２の衝突により、通常の金属材料に存在するよりも多くの転位が発生し、単位面積当たりの転位（転位密度）が増加するのである。
　従来の窒化処理法では、金属材４０の表面に注入される窒素原子がいずれ飽和し、窒素原子の存在余地が減少して行き、表面には窒素化合物層４０Ｃが形成されるに至る。弾性体２による前処理を行うことで転位密度が高くなった金属材４０では、表面より侵入を開始した窒素原子は、次々に転位線を伝わって金属材４０内部へと拡散していく。これにより、前処理を行った金属材４０では、より深く、またより早く窒素原子が内部に浸透していくことにより、前処理を行わない従来の窒化方法と比較して、非常に短時間で所望の硬度を得ることが可能になるのである。また、従来法に比較して、より深くまで窒素原子が浸透し、窒素拡散層４０Ｄをより厚く形成できるのである。
　また、転位密度が高い状態は、従来法に比較して、低い処理温度環境においても窒素原子を金属材４０内部まで運び得るので、処理温度の低温化にも貢献できる。更には、従来法が難しいとされてきたステンレス材料に対しても、転位導入の効果を利用することにより、不動態層にダメージを与えることなく、窒素原子の浸透を図ることができる。これに伴って、耐食性と高い表面硬度が得られる。更には、腐食雰囲気下においても、高い耐摩耗性を発揮される。
　また、鏡面仕上げのための弾性体２による前処理を行った金属材４０では、金属材４０の表面粗さが、文字通り鏡面仕上げの十点平均粗さＲｚで５０ｎｍ（ナノメータ）以下と成ることからも上記の効果が生起されると考えられる。なお、十点平均粗さＲｚとは、粗さ曲線からその平均線の方向に基準長さだけを抜き取り、この抜き取り部分の平均線から縦倍率の方向に測定した、最も高い山頂から５番目までの山頂の標高の絶対値の平均値と、最も低い谷底から５番目までの谷底の標高の絶対値の平均値との和を求め、この値を表したものである。
　一方、未処理の金属材４０の十点平均粗さＲｚは通常μｍ（マイクロメータ）で表現される。この金属材４０に投射角度をつけて弾性体２を衝突させることで、表面が鏡面状態となる（併せて、上述のごとく転位密度を増加させることができる）。このように、実施例の表面硬化処理方法は、一般的に用いられる鉄球やセラミック粒子の様な非弾性体の投射物を衝突させて、金属材４０の表面に微細ながら凹部を形成する加工方法と大きく異なる特徴を有しているのである。
　窒化処理において、窒素原子は金属材４０の表面から入射する。したがって、表面積が大きければ、それに伴って入射する窒素原子も増加する。そして、金属材４０に入射した窒素原子は、上述のごとく主に転位線に沿って金属材４０の内部に浸透・蓄積して行くが、その入射量が浸透量よりも多い場合には、表面付近に主に蓄積し、上述の変化比の増加に繋がってしまうため好ましくない。また、窒素原子の濃度が高まれば、いずれ窒素化合物層４０Ｃの生成にも繋がり、更に好ましくない状況に至ってしまう。
　鏡面仕上げによって金属材４０を十点平均粗さＲｚで５０ｎｍ（ナノメータ）以下にまで平坦化することにより、金属材４０の表面積は、数十分の一から数百分の一にまで減少させることが可能となる。これにより、窒素原子の入射は制限され、窒素原子の入射量と窒素原子の浸透量とがバランスし、窒素原子が滞留せず、金属材４０の内部にまで浸透し、変化比の減少に寄与するのだと考えられる。すなわち、弾性体２による前処理において、金属材４０の十点平均粗さＲｚが５０ｎｍ以下であることが望ましく、更には３０ｎｍ以下であることがより好ましいのである。
　本発明は上記記述及び図面によって説明した実施例に限定されるものではなく、例えば次のような実施例も本発明の技術的範囲に含まれる。
　（１）上記実施例では、遮蔽部材に線材を編み込んで作製したケージを使用したが、ケージの直径や編み込みの間隔は適宜変更しても良い。
　（２）プラズマ窒化装置の処理条件及び金属材及びケージに印加するバイアス電圧等は適宜変更しても良い。
　（３）上記実施例では、金属材に工具鋼ＳＫＤ６１を使用したがその他の金属及び合金であっても良い。
　（４）上記実施例では、弾性体の砥粒として１μｍ以下のダイヤモンド砥粒を使用したが、粒径は変更しても良く、また、炭化ケイ素やアルミナや窒化ホウ素等の砥粒を用いても良い。
　（５）上記実施例では、弾性体の母材として樹脂を用いたが、これに限らず、ゴム等の弾性体を用いても良い。
　（６）前処理工程におけるショットブラスト処理条件及び弾性体の投射速度、金属材への衝突エネルギーも適宜変更しても良い。
　２…ショット材（弾性体）
　１０…処理槽
　３０…ケージ（遮蔽部材）
　４０…サンプル（金属材、前処理済み金属材）
　４０Ｃ…窒素化合物層
　４０Ｄ…窒素拡散層

Claims (5)

  1. 　母材に浸窒処理を行うことでその表層を硬化させた金属材であって、
    　前記母材の前記表層には窒素化合物層が形成されておらず、
    　かつ、前記母材の表面より７８μｍの深さまでのビッカース硬度が前記母材に比べて５％以上高いことを特徴とする表層を硬化させた金属材。
  2. 　前記表層の硬度変化が連続的に推移することを特徴とする請求項１記載の金属材。
  3. 　弾性体を金属材の表面に衝突させるショットブラスト処理による前処理工程と、
    　前記前処理工程を経た前処理済み金属材を処理槽内に配し、前記処理槽内に導入した窒素ガスに対して電子ビームを照射することで発生する窒素プラズマによって、前記前処理済み金属材の表層に窒素拡散層を形成する窒化処理工程とを有することを特徴とする表層硬化処理方法。
  4. 　前記窒化処理工程は、前記窒素プラズマのうち、窒素イオンの前記前処理済み金属材の前記表面への入射を遮蔽し、窒素原子のみを前記表面に入射させて前記表層に前記窒素拡散層を形成することを特徴とする請求項３記載の表層硬化処理方法。
  5. 　前記窒化処理工程は、前記前処理済み金属材を包囲した遮蔽部材が設けられ、この遮蔽部材によって、前記窒素イオンの前記前処理済み金属材の前記表面への入射が遮蔽されることを特徴とする請求項４記載の表層硬化処理方法。
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