JP7665210B2

JP7665210B2 - Plasma nitriding device and plasma nitriding method

Info

Publication number: JP7665210B2
Application number: JP2022138242A
Authority: JP
Inventors: 明生西本; 隼濱島
Original assignee: Kansai University
Current assignee: Kansai University
Priority date: 2022-05-12
Filing date: 2022-08-31
Publication date: 2025-04-21
Anticipated expiration: 2042-08-31
Also published as: JP2023168191A

Description

特許法第３０条第２項適用西本明生および濱島隼が、第９２回日本熱処理技術協会講演大会講演概要集の第３１頁－第３２頁にて、西本明生及び濱島隼が発明した、「種々のステンレス鋼に対するＮｉスクリーンを用いたプラズマ窒化」について公開した。Article 30, Paragraph 2 of the Patent Act applies. Akio Nishimoto and Jun Hamashima disclosed their invention, "Plasma nitriding using a Ni screen for various stainless steels," on pages 31-32 of the Abstracts of the 92nd Japan Heat Treatment Technology Association Lecture Conference.

本発明は、鋼材に対しプラズマ窒化処理を施すプラズマ窒化装置およびプラズマ窒化方法に関する。 The present invention relates to a plasma nitriding device and a plasma nitriding method for performing plasma nitriding on steel materials.

（低温窒化処理）
鋼材に対する表面改質処理として窒化処理が挙げられる（特許文献１・２）。従来、オーステナイト系のステンレス鋼材に対して、７２３Ｋ（ケルビン）以上の温度で窒化処理が行われる。この場合、クロム（Ｃｒ）窒化物の析出により表面硬さおよび耐摩耗性が向上する。しかしながら、上記ステンレス鋼材中のＣｒ固溶量が減少するため、耐食性が低下する。 (Low temperature nitriding)
Nitriding is one example of a surface modification treatment for steel materials (Patent Documents 1 and 2). Conventionally, austenitic stainless steel materials are subjected to nitriding at temperatures of 723 K (Kelvin) or higher. In this case, the surface hardness and wear resistance are improved by the precipitation of chromium (Cr) nitrides. However, the amount of Cr dissolved in the stainless steel material is reduced, resulting in a decrease in corrosion resistance.

これに対し、従来よりも低い温度で窒化処理を行う低温窒化処理について近年関心が持たれている。上記ステンレス鋼材に対して低温窒化処理を行うと、窒素が過飽和に固溶した拡張相が上記ステンレス鋼材の表面部に形成されて、表面硬さ、耐摩耗性および耐疲労性が向上する。さらに、７２３Ｋ未満の温度の場合、上記ステンレス鋼材中に固溶したＣｒの拡散性が低く、クロム窒化物の核生成が抑制されるため、クロム窒化物の析出による耐食性の低下を防止できる。しかしながら、低温処理であるために、上記拡張相の厚膜化には長時間の処理が必要となる。 In response to this, interest has been growing in recent years in low-temperature nitriding, which involves nitriding at temperatures lower than conventional temperatures. When low-temperature nitriding is performed on the stainless steel material, an extended phase in which nitrogen is dissolved in a supersaturated state is formed on the surface of the stainless steel material, improving surface hardness, wear resistance, and fatigue resistance. Furthermore, at temperatures below 723K, the diffusivity of Cr dissolved in the stainless steel material is low, suppressing the nucleation of chromium nitrides, and preventing a decrease in corrosion resistance due to the precipitation of chromium nitrides. However, because this is a low-temperature process, a long period of time is required to thicken the extended phase.

（プラズマ窒化法）
一般に、上記窒化処理の種類としては、アンモニアガスを用いるガス窒化法と、シアン化物を用いる塩浴窒化法と、窒素ガスを含む低真空中でグロー放電によって形成されたプラズマを利用するプラズマ窒化法とが挙げられる。このうち、プラズマ窒化法は、水素ガスを混合させることで、鋼材の表面における不働態皮膜などの酸化物を、水素イオンの衝突により還元して除去できるため、他の窒化法よりもステンレス鋼材の窒化処理に適している。 (Plasma nitridation method)
Generally, the types of nitriding treatment include a gas nitriding method using ammonia gas, a salt bath nitriding method using cyanide, and a plasma nitriding method using plasma formed by glow discharge in a low vacuum containing nitrogen gas. Of these, the plasma nitriding method is more suitable for nitriding stainless steel materials than other nitriding methods because it can reduce and remove oxides such as passive films on the surface of steel materials by mixing hydrogen gas and using collisions of hydrogen ions.

上記プラズマ窒化法としては、鋼材を陰極とするＤＣＰＮ（Direct Current Plasma Nitriding）処理と、上記鋼材を囲むように設置した金属製のスクリーンを陰極とするＡＳＰＮ（Active Screen Plasma Nitriding）処理と、上記鋼材および上記スクリーンの両方を陰極とするＳ－ＤＣＰＮ（Direct Current Plasma Nitriding using Screen）処理と、が挙げられる。このうち、Ｓ－ＤＣＰＮ処理は、ＤＣＰＮ処理およびＡＳＰＮ処理に比べて、窒素が鋼材の内部に拡散する速度（窒化速度）が向上する（非特許文献１）。 The plasma nitriding methods include DCPN (Direct Current Plasma Nitriding) processing, in which the steel material is the cathode, ASPN (Active Screen Plasma Nitriding) processing, in which a metal screen placed to surround the steel material is the cathode, and S-DCPN (Direct Current Plasma Nitriding using Screen) processing, in which both the steel material and the screen are cathodes. Of these, the S-DCPN processing improves the rate at which nitrogen diffuses into the steel material (nitriding rate) compared to the DCPN and ASPN processing (Non-Patent Document 1).

特開２０００－０７３１５６号公報JP 2000-073156 A 特開２０１１－０４２８６２号公報JP 2011-042862 A

A. Nishimoto, T. Fukube and T. Tanaka: Mater. Trans. 57 (2016) 1811-1815.A. Nishimoto, T. Fukube and T. Tanaka: Mater. Trans. 57 (2016) 1811-1815. S. Hamashima and A. Nishimoto: J. Japan Inst. Met. Mater. 85 (2021) 430-438.S. Hamashima and A. Nishimoto: J. Japan Inst. Met. Mater. 85 (2021) 430-438.

上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理を用いても、低温窒化処理の場合には、上記拡張相の膜が所望の厚さになるまで約５０時間必要であり、未だ改善の余地がある（非特許文献１）。 Even when the above-mentioned S-DCPN process is used, in the case of low-temperature nitriding, it takes about 50 hours for the film of the above-mentioned extended phase to reach the desired thickness, and there is still room for improvement (Non-Patent Document 1).

本発明の一態様は、低温窒化処理において、拡張相の膜を従来よりも迅速に形成できるプラズマ窒化装置等を実現することを目的とする。 One aspect of the present invention aims to realize a plasma nitriding device that can form an extended phase film more quickly than conventional methods during low-temperature nitriding.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るプラズマ窒化装置は、鋼材に対しプラズマ窒化処理を施すプラズマ窒化装置であって、前記鋼材の付近に配置されたスクリーンと、前記鋼材および前記スクリーンに陰極が電気的に接続された直流電源と、を備え、前記鋼材はステンレス鋼材であり、前記スクリーンは、ニッケルまたはニッケル基合金によって形成されたものである。 In order to solve the above problems, a plasma nitriding device according to one embodiment of the present invention is a plasma nitriding device that performs plasma nitriding treatment on steel material, and includes a screen arranged near the steel material and a DC power source having a cathode electrically connected to the steel material and the screen, the steel material being stainless steel material, and the screen being made of nickel or a nickel-based alloy.

また、本発明の別の態様に係るプラズマ窒化方法は、鋼材に対しプラズマ窒化処理を施すプラズマ窒化方法であって、前記鋼材と、該鋼材の付近に配置されたスクリーンとを陰極としてプラズマ窒化処理を行うステップを含み、前記鋼材はステンレス鋼材であり、前記スクリーンは、ニッケルまたはニッケル基合金によって形成されたものである。 A plasma nitriding method according to another aspect of the present invention is a plasma nitriding method for performing plasma nitriding treatment on steel material, and includes a step of performing plasma nitriding treatment using the steel material and a screen arranged in the vicinity of the steel material as cathodes, the steel material being stainless steel material, and the screen being made of nickel or a nickel-based alloy.

上記の構成および方法によると、スクリーンが鉄鋼材料によって生成されている従来のスクリーンを用いる場合に比べて、窒素拡散量を向上することができ、その結果、拡張相の膜を迅速に形成することができる。 The above configuration and method can improve the amount of nitrogen diffusion compared to the case of using a conventional screen made of steel material, and as a result, the expansion phase film can be formed quickly.

前記プラズマ窒化装置および前記プラズマ窒化方法において、前記ステンレス鋼材は、オーステナイト系、フェライト系または二相系のステンレス鋼材であってもよい。この場合、上記従来のスクリーンを用いる場合に比べて、窒素拡散量を確実に向上することができ、その結果、拡張相の膜を迅速かつ確実に形成することができる。 In the plasma nitriding apparatus and the plasma nitriding method, the stainless steel material may be an austenitic, ferritic or two-phase stainless steel material. In this case, the amount of nitrogen diffusion can be reliably improved compared to the case where the conventional screen is used, and as a result, the extended phase film can be formed quickly and reliably.

前記プラズマ窒化装置および前記プラズマ窒化方法において、前記ステンレス鋼材は、オーステナイト系または二相系のステンレス鋼材であってもよい。この場合、上記従来のスクリーンを用いる場合に比べて、オーステナイト系の拡張相を迅速に厚膜化することができ、その結果、耐孔食性を向上することができる。 In the plasma nitriding apparatus and the plasma nitriding method, the stainless steel material may be an austenitic or two-phase stainless steel material. In this case, the austenitic expansion phase can be thickened more quickly than when the conventional screen is used, thereby improving pitting corrosion resistance.

本発明の一態様によれば、低温窒化処理において、拡張相の膜を従来よりも迅速に形成できるという効果を奏する。 According to one aspect of the present invention, the effect of forming an extended phase film more quickly in a low-temperature nitriding process than in the past is achieved.

本発明の一実施形態に係るプラズマ窒化装置の概要を示す断面図である。1 is a cross-sectional view showing an overview of a plasma nitriding apparatus according to an embodiment of the present invention. ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ４３０、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌからなる３つのステンレス鋼材の化学組成を表形式で示す図である。FIG. 1 is a diagram showing, in tabular form, the chemical compositions of three stainless steel materials: SUS304, SUS430, and SUS329J4L. Ｓ－ＤＣＰＮ処理された上記３つのステンレス鋼材に関するＸ線回折試験の結果をそれぞれ示すグラフである。1 is a graph showing the results of X-ray diffraction tests on the three stainless steel materials treated with S-DCPN. 上記グラフから得られた上記３つのステンレス鋼材のそれぞれの拡張相の回折角を用いて、格子定数の拡張率を算出した結果を表形式で示す図である。FIG. 13 is a table showing the results of calculating the expansion rate of the lattice constant using the diffraction angles of the expansion phases of each of the three stainless steel materials obtained from the graph. 上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理された上記３つのステンレス鋼材に対するグロー放電発光分光分析（ＧＤ－ＯＥＳ）によって得られた窒素元素のプロファイルをそれぞれ示すグラフである。1 is a graph showing the nitrogen element profiles obtained by glow discharge optical emission spectroscopy (GD-OES) for the three stainless steel materials treated with S-DCPN. 上記ＳＵＳ３０４の鋼材の実施例および比較例に対して電子線プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）による断面組織を観察した結果を示す写真である。3 is a photograph showing the results of observing the cross-sectional structure of the above-mentioned SUS304 steel material in Examples and Comparative Examples using an electron probe microanalyzer (EPMA). 上記ＳＵＳ４３０の鋼材の実施例および比較例に対してＥＰＭＡによる断面組織を観察した結果を示す写真である。3 is a photograph showing the results of observing the cross-sectional structure of the above-mentioned SUS430 steel material in Examples and Comparative Examples by EPMA. 上記ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌの鋼材の実施例および比較例に対してＥＰＭＡによる断面組織を観察した結果を示す写真である。3 is a photograph showing the results of observing the cross-sectional structure of the above-mentioned SUS329J4L steel material in Examples and Comparative Examples by EPMA. 上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理された上記３つのステンレス鋼材に関する表面硬さ試験の結果を示すグラフである。1 is a graph showing the results of surface hardness tests on the three stainless steel materials treated with S-DCPN. 上記ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌの鋼材の実施例および比較例に関して、上記表面硬さ試験後に行った表面組織の観察の結果を示す写真である。4 is a photograph showing the results of observation of the surface structure of the SUS329J4L steel material in the examples and comparative examples, which was carried out after the surface hardness test. 上記表面組織の元素分析の結果を表形式で示す図である。FIG. 2 is a table showing the results of elemental analysis of the surface structure. 上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理された上記３つのステンレス鋼材に対する分極試験の結果を示すグラフである。1 is a graph showing the results of polarization tests on the three stainless steel materials treated with S-DCPN. 、上記分極試験後の腐食面を示す写真である。4 is a photograph showing the corroded surface after the polarization test. 上記ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌの鋼材の隙間腐食部における元素分析の結果を示す写真である。1 is a photograph showing the results of elemental analysis of a crevice corrosion portion of the above-mentioned SUS329J4L steel material. 上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理された上記３つのステンレス鋼材に対するＧＤ－ＯＥＳによって得られたニッケル元素のプロファイルをそれぞれ示すグラフである。1 is a graph showing nickel element profiles obtained by GD-OES for the three S-DCPN treated stainless steel materials.

本発明の一実施形態について説明する前に、上記低温窒化処理および上記プラズマ窒化法の詳細について説明する。 Before describing one embodiment of the present invention, the details of the low-temperature nitriding process and the plasma nitriding method will be described.

（低温窒化処理）
オーステナイト系のステンレス鋼材に対して７２３Ｋ以下の低温窒化処理を行うと、オーステナイト相（γ相）へ窒素が過飽和に固溶した拡張オーステナイト相（Ｓ相またはγ_Ｎ相）が上記ステンレス鋼材の表面部に形成されて、表面硬さ、耐摩耗性、耐疲労性および耐食性が向上する。上記７２３Ｋ以下の温度では、上記ステンレス鋼材中に固溶したクロムの拡散性が低く、クロム窒化物の核生成が抑制されるため、クロム窒化物の析出による耐食性低下を防ぐことができる。 (Low temperature nitriding)
When austenitic stainless steel material is subjected to low-temperature nitriding at 723K or less, an extended austenite phase (S phase or _γN phase) in which nitrogen is dissolved in the austenite phase (γ phase) in a supersaturated state is formed on the surface of the stainless steel material, improving the surface hardness, wear resistance, fatigue resistance, and corrosion resistance. At temperatures of 723K or less, the diffusivity of chromium dissolved in the stainless steel material is low, suppressing the nucleation of chromium nitrides, and thus preventing a decrease in corrosion resistance due to the precipitation of chromium nitrides.

フェライト系のステンレス鋼材に対して低温窒化処理を行うと、フェライト相（α相）に窒素が過飽和に固溶した拡張フェライト相（Ｓα相またはα_Ｎ相）が上記ステンレス鋼材の表面部に形成される。また、二相系のステンレス鋼材に対して低温窒化処理を行うと、約１：１で混在しているγ相およびα相にＳ相およびＳα相が上記ステンレス鋼材の表面部にそれぞれ形成され、或いは、窒素（γ安定化元素）が拡散することによりα相がＳ相に相変態して、Ｓ相のみが上記ステンレス鋼材の表面部に形成される。その結果、上記ステンレス鋼材の表面硬さ、耐摩耗性、耐疲労性および耐食性が向上する。 When low-temperature nitriding is performed on a ferritic stainless steel material, an extended ferrite phase (Sα phase or αN phase) in which nitrogen is supersaturated in the ferrite phase (α phase) is formed on the surface of the stainless steel material. When low-temperature nitriding is performed on a two-phase stainless steel material, an S phase and an _Sα phase are formed on the surface of the stainless steel material in the γ phase and α phase that are mixed in a ratio of about 1:1, or the α phase is transformed into the S phase by the diffusion of nitrogen (a γ stabilizing element), and only the S phase is formed on the surface of the stainless steel material. As a result, the surface hardness, wear resistance, fatigue resistance, and corrosion resistance of the stainless steel material are improved.

このように、上記低温窒化処理の場合、上述の拡張相（拡張オーステナイト相および拡張フェライト相）の形成によってステンレス鋼の機械的特性、耐食性などを向上することができる。しかしながら、上記低温窒化処理が低温処理であるため、上記拡張相の厚膜化には長時間の処理が必要となる。 In this way, the low-temperature nitriding process can improve the mechanical properties and corrosion resistance of stainless steel by forming the extended phases (expanded austenite phase and expanded ferrite phase). However, because the low-temperature nitriding process is a low-temperature process, a long period of time is required to thicken the extended phase.

（プラズマ窒化法）
上述のように、プラズマ窒化法としては、ＤＣＰＮ処理と、ＡＳＰＮ処理と、Ｓ－ＤＣＰＮと、が挙げられる。 (Plasma nitridation method)
As described above, plasma nitridation methods include the DCPN process, the ASPN process, and the S-DCPN process.

上記ＤＣＰＮ処理では、鋼材を陰極として電圧を印加することにより、上記鋼材の表面にプラズマが形成され、窒素の励起種が生成される。このとき、上記鋼材には高い陰極電圧が印加されるため、異常放電による上記鋼材の溶融、エッジ効果による不均一な窒化処理などの問題が生じる可能性がある。 In the DCPN process, a voltage is applied to the steel material as the cathode, forming plasma on the surface of the steel material and generating excited nitrogen species. At this time, a high cathode voltage is applied to the steel material, which can cause problems such as melting of the steel material due to abnormal discharge and uneven nitriding due to edge effects.

上記ＡＳＰＮ処理は、陰極ケージプラズマ窒化（Cathodic Cage Plasma Nitriding、ＣＣＰＮ）処理とも呼ばれる。上記ＡＳＰＮ処理では、鋼材を絶縁し、該鋼材を囲むように設置した金属製のスクリーンを陰極として電圧を印加することにより、上記スクリーンの表面にプラズマが形成される。上記スクリーンにおいて窒素イオンのスパッタリングにより叩き出された金属原子と、上記プラズマ中の窒素の励起種とが結合することにより、金属窒化物が形成される。この金属窒化物が上記鋼材の表面に堆積して分解することにより、窒素が上記鋼材の内部に拡散し、上記鋼材の窒化が進行する。 The ASPN process is also known as cathodic cage plasma nitriding (CCPN) process. In the ASPN process, the steel is insulated and a voltage is applied to a metal screen that is placed around the steel as the cathode, forming plasma on the surface of the screen. Metal atoms that are knocked out by sputtering of nitrogen ions on the screen combine with excited nitrogen species in the plasma to form metal nitrides. These metal nitrides accumulate on the surface of the steel and decompose, causing nitrogen to diffuse into the steel, and nitriding of the steel progresses.

従って、上記ＡＳＰＮ処理の場合、上記鋼材に高電圧が印加されないため、上記ＤＣＰＮ処理における上記問題が生じることが無い。しかしながら、上記スクリーン由来の金属窒化物が上記鋼材の表面に堆積し形成する層（堆積物層）が、処理時間の経過に伴い厚くなり、上記鋼材における窒素の拡散を阻害する。このため、上記ＡＳＰＮ処理は、上記ＤＣＰＮ処理に比べて、窒素が被処理部材の内部に拡散する速度（窒化速度）が遅い。 Therefore, in the case of the ASPN process, since no high voltage is applied to the steel material, the problems described above in the DCPN process do not occur. However, the layer (sediment layer) formed by the metal nitrides derived from the screen accumulating on the surface of the steel material thickens over the course of processing time, inhibiting the diffusion of nitrogen in the steel material. For this reason, the rate at which nitrogen diffuses into the interior of the treated member (nitriding rate) is slower in the ASPN process than in the DCPN process.

上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理では、上記鋼材および上記スクリーンの両方を陰極として電圧を印加することにより、上記スクリーンがヒータとして機能して、上記鋼材に印加される陰極電圧を低下させる。これにより、上記ＤＣＰＮ処理で生じるエッジ効果を抑制できる。さらに、上記鋼材の表面でのスパッタリングの発生による上記堆積物層の除去と、上記スクリーンおよび上記鋼材の表面でのプラズマ形成によるプラズマ形成領域の増大とによって、上記ＤＣＰＮ処理および上記ＡＳＰＮ処理よりも窒化速度が向上する。しかしながら、上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理を用いても、低温窒化処理の場合には、所望の表面特性が得られるまでに約５０時間が必要である。 In the S-DCPN process, a voltage is applied to both the steel and the screen as cathodes, so that the screen functions as a heater and reduces the cathode voltage applied to the steel. This makes it possible to suppress the edge effect that occurs in the DCPN process. Furthermore, the nitriding rate is improved compared to the DCPN process and the ASPN process due to the removal of the deposit layer caused by sputtering on the surface of the steel and the increase in the plasma formation area caused by plasma formation on the surfaces of the screen and the steel. However, even when the S-DCPN process is used, in the case of low-temperature nitriding, approximately 50 hours are required until the desired surface characteristics are obtained.

一般に、上記ＡＳＰＮ処理および上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理における上記スクリーンには鉄鋼材料が用いられている。これに対し、本願発明者らのグループでは、Ｎｉ（ニッケル）のスクリーンと鉄鋼材料のスクリーンとのそれぞれを用いて、低炭素鋼Ｓ１５Ｃに上記ＡＳＰＮ処理を施した。同様に、Ｎｉのスクリーンと鉄鋼材料のスクリーンとのそれぞれを用いて、低炭素鋼Ｓ１５Ｃに上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理を施した。その結果、下記の結論が得られた（非特許文献２）。 In general, the screens in the ASPN and S-DCPN processes are made of steel. In contrast, the inventors' group performed the ASPN process on low-carbon steel S15C using both a Ni (nickel) screen and a steel screen. Similarly, they performed the S-DCPN process on low-carbon steel S15C using both a Ni screen and a steel screen. As a result, the following conclusions were reached (Non-Patent Document 2).

（１）上記ＡＳＰＮ処理および上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理の両方において、鉄鋼材料のスクリーンを用いた場合よりもＮｉのスクリーンを用いた場合の方が、窒素拡散量が向上した。さらに、Ｎｉのスクリーンを用いた場合において、上記ＡＳＰＮ処理よりも上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理の方が、窒素拡散量が向上した。 (1) In both the ASPN process and the S-DCPN process, the amount of nitrogen diffusion was improved when a Ni screen was used compared to when a steel screen was used. Furthermore, when a Ni screen was used, the amount of nitrogen diffusion was improved in the S-DCPN process compared to the ASPN process.

（２）上記ＡＳＰＮ処理において、Ｎｉのスクリーンを用いた場合、スクリーン由来のＮｉを多く含む堆積物層が試料表面に形成され、その下部に化合物層が形成された。また、鉄鋼材料のスクリーンを用いた場合に比べて、表面硬さは低い値を示したが、高い耐食性を示した。 (2) When a Ni screen was used in the above ASPN treatment, a deposit layer containing a large amount of Ni derived from the screen was formed on the sample surface, and a compound layer was formed underneath it. In addition, compared to when a steel screen was used, the surface hardness was lower, but the sample showed high corrosion resistance.

（３）上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理において、Ｎｉのスクリーンを用いた場合、硬さの異なる２層の化合物層が形成され、硬質な化合物層にはＮｉが約２０ａｔ％検出された。また、鉄鋼材料のスクリーンを用いた場合に比べて、表面硬さは高い値を示したが、低い耐食性を示した。 (3) When a Ni screen was used in the above S-DCPN treatment, two compound layers with different hardness were formed, and approximately 20 at% Ni was detected in the hard compound layer. In addition, compared to when a steel screen was used, the surface hardness was higher, but the corrosion resistance was lower.

〔実施形態〕
そこで、本願発明者らは、Ｎｉのスクリーンを用いたＳ－ＤＣＰＮ処理をステンレス鋼材に施すことを考え、以下の実施形態を案出した。 [Embodiment]
Therefore, the inventors of the present application considered performing S-DCPN treatment using a Ni screen on stainless steel material, and came up with the following embodiment.

図１は、本実施形態に係るプラズマ窒化装置の概要を示す断面図である。本実施形態のプラズマ窒化装置１は、ステンレス鋼材２に対しＳ－ＤＣＰＮ処理を施すものである。図１に示すように、プラズマ窒化装置１は、ガス供給部１１、本体部１２、ポンプ部１３、電源部１４、および温度測定部１５を含む。 Figure 1 is a cross-sectional view showing an overview of the plasma nitriding device according to this embodiment. The plasma nitriding device 1 of this embodiment performs S-DCPN treatment on a stainless steel material 2. As shown in Figure 1, the plasma nitriding device 1 includes a gas supply unit 11, a main body unit 12, a pump unit 13, a power supply unit 14, and a temperature measurement unit 15.

（ガス供給部）
ガス供給部１１は、窒素ガス（Ｎ_２）を含む複数のガスを所定の割合で混合して本体部１２に供給するものである。本実施形態では、ガス供給部１１は、窒素ボンベ２１、水素ボンベ２２、流量計２３、および混合器２４を含む。 (Gas supply unit)
The gas supply unit 11 mixes a plurality of gases including nitrogen gas (N ₂ ) at a predetermined ratio and supplies the mixed gas to the main body 12. In this embodiment, the gas supply unit 11 includes a nitrogen cylinder 21, a hydrogen cylinder 22, a flow meter 23, and a mixer 24.

窒素ボンベ２１は、圧縮された高圧の窒素ガス（Ｎ_２）が入った容器であり、水素ボンベ２２は、圧縮された高圧の水素ガス（Ｈ_２）が入った容器である。窒素ボンベ２１からの窒素ガスと、水素ボンベ２２からの水素ガスとは、混合器２４に供給される。 The nitrogen cylinder 21 is a container that contains compressed high-pressure nitrogen gas (N ₂ ), and the hydrogen cylinder 22 is a container that contains compressed high-pressure hydrogen gas (H ₂ ). The nitrogen gas from the nitrogen cylinder 21 and the hydrogen gas from the hydrogen cylinder 22 are supplied to a mixer 24.

流量計２３は、窒素ボンベ２１から混合器２４に供給される窒素ガスの流量と、水素ボンベ２２から混合器２４に供給される水素ガスの流量とを計測するものである。 The flow meter 23 measures the flow rate of nitrogen gas supplied from the nitrogen cylinder 21 to the mixer 24 and the flow rate of hydrogen gas supplied from the hydrogen cylinder 22 to the mixer 24.

混合器２４は、上記窒素ガスおよび上記水素ガスを、所定の割合（例えば、Ｎ_２：Ｈ_２＝２０：８０～８０：２０）で混合するものである。混合器２４は、混合したガスを、本体部１２に供給する。 The mixer 24 mixes the nitrogen gas and the hydrogen gas at a predetermined ratio (for example, N ₂ :H ₂ = 20:80 to 80:20) and supplies the mixed gas to the main body 12.

（本体部）
本体部１２は、真空反応炉３１を含む。真空反応炉３１は、ステンレス鋼材２などの被処理部材に対し、真空状態で化学反応などの各種反応を生じさせるための金属製の容器である。 (Main body)
The main body 12 includes a vacuum reactor 31. The vacuum reactor 31 is a metal container for causing various reactions, such as chemical reactions, to a workpiece such as the stainless steel material 2 under vacuum conditions.

真空反応炉３１の内側上面の適所には、ガス供給部１１からの混合ガスが流入する給気口３１ａが設けられている。また、真空反応炉３１の内側下面の適所には、内部の空気を排気するための排気口３１ｂが設けられている。また、真空反応炉３１の内側側面の適所には開口部３１ｃが形成されており、該開口部３１ｃにはガラス窓３２が設けられている。 The vacuum reactor 31 has an air inlet 31a at a suitable location on the inner upper surface thereof through which the mixed gas from the gas supply unit 11 flows in. The vacuum reactor 31 has an exhaust port 31b at a suitable location on the inner lower surface thereof for exhausting the air inside. The vacuum reactor 31 has an opening 31c at a suitable location on its inner side, and a glass window 32 is provided in the opening 31c.

真空反応炉３１の底面には、絶縁部材３３を介して導電性の基台３４が設けられている。基台３４は、基台３４の上面全体にはニッケル製の板３５（以下、「Ｎｉ板３５」と称する。）が設けられている。これは、基台３４由来の金属窒化物がステンレス鋼材２に及ぼす影響を抑えるためである。Ｎｉ板３５の中央部には、導電性の調整台３６を介してステンレス鋼材２が設けられる。これにより、ステンレス鋼材２が上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理を最適な位置で行うことができる。 A conductive base 34 is provided on the bottom surface of the vacuum reactor 31 via an insulating member 33. A nickel plate 35 (hereinafter referred to as "Ni plate 35") is provided on the entire upper surface of the base 34. This is to suppress the influence of metal nitrides originating from the base 34 on the stainless steel material 2. The stainless steel material 2 is provided in the center of the Ni plate 35 via a conductive adjustment table 36. This allows the stainless steel material 2 to be placed in an optimal position for the S-DCPN treatment.

Ｎｉ板３５の縁部には、ニッケル製のスクリーン３７（以下、「Ｎｉスクリーン３７」と称する。）が設けられている。Ｎｉスクリーン３７は、ステンレス鋼材２を覆うように設けられる網目状の部材である。従って、上記混合ガスがＮｉスクリーン３７を通過してステンレス鋼材２に到達することができる。 A nickel screen 37 (hereinafter referred to as "Ni screen 37") is provided on the edge of the Ni plate 35. The Ni screen 37 is a mesh-like member that is provided to cover the stainless steel material 2. Therefore, the mixed gas can pass through the Ni screen 37 and reach the stainless steel material 2.

真空反応炉３１の内壁には、絶縁部材（図示せず）を介して陽極部材３８が配置されている。陽極部材３８は、真空反応炉３１にてアーク放電を発生させるための陽極として機能する導電性部材である。そして、基台３４、Ｎｉ板３５、調整台３６、Ｎｉスクリーン３７、およびステンレス鋼材２が、上記アーク放電を発生させるための陰極として機能する。なお、真空反応炉３１と陽極部材３８とが一体となっていてもよい。 An anode member 38 is disposed on the inner wall of the vacuum reactor 31 via an insulating member (not shown). The anode member 38 is a conductive member that functions as an anode for generating an arc discharge in the vacuum reactor 31. The base 34, Ni plate 35, adjustment table 36, Ni screen 37, and stainless steel material 2 function as a cathode for generating the above-mentioned arc discharge. The vacuum reactor 31 and the anode member 38 may be integrated.

また、真空反応炉３１内の適所には、熱電対３９が設けられている。熱電対３９は、真空反応炉３１内の温度を計測するものである。 A thermocouple 39 is provided at an appropriate location within the vacuum reactor 31. The thermocouple 39 measures the temperature within the vacuum reactor 31.

（ポンプ部）
ポンプ部１３は、真空ポンプ４１および真空計４２を含む。真空ポンプ４１は、本体部１２の真空反応炉３１内の空気を、排気口３１ｂを介して排気する。真空ポンプ４１の例としては、回転ポンプ、拡散ポンプ、ターボポンプなどが挙げられる。また、真空計４２は真空反応炉３１内の真空度を計測するものである。 (Pump section)
The pump section 13 includes a vacuum pump 41 and a vacuum gauge 42. The vacuum pump 41 exhausts the air in the vacuum reactor 31 of the main body section 12 through an exhaust port 31b. Examples of the vacuum pump 41 include a rotary pump, a diffusion pump, and a turbo pump. The vacuum gauge 42 measures the degree of vacuum in the vacuum reactor 31.

（その他）
電源部１４は、直流電源４３を含む。直流電源４３の陽極は、真空反応炉３１内の陽極部材３８に電気的に接続され、直流電源４３の陰極は、基台３４に電気的に接続される。直流電源４３は、真空反応炉３１内の陽極部材３８と基台３４との間に所定の電圧が印加されるようになっている。直流電源４３が印加する電圧は、電圧計（図示せず）によって計測される。 (others)
The power supply unit 14 includes a DC power supply 43. An anode of the DC power supply 43 is electrically connected to the anode member 38 in the vacuum reactor 31, and a cathode of the DC power supply 43 is electrically connected to the base 34. The DC power supply 43 is configured to apply a predetermined voltage between the anode member 38 in the vacuum reactor 31 and the base 34. The voltage applied by the DC power supply 43 is measured by a voltmeter (not shown).

温度測定部１５は、放射温度計４４と、該放射温度計４４を指示する支持台４５とを含む。放射温度計４４は、ステンレス鋼材２から放射される電磁波の強度を、ガラス窓３２を介して検出して、ステンレス鋼材２の温度を測定するものである。放射温度計４４の例としては、赤外線温度計が挙げられる。なお、放射温度計４４は、上記温度の分布を２次元画像として示すサーモグラフィであってもよい。 The temperature measurement unit 15 includes a radiation thermometer 44 and a support stand 45 that supports the radiation thermometer 44. The radiation thermometer 44 detects the intensity of the electromagnetic waves emitted from the stainless steel material 2 through the glass window 32 to measure the temperature of the stainless steel material 2. An example of the radiation thermometer 44 is an infrared thermometer. The radiation thermometer 44 may be a thermograph that shows the temperature distribution as a two-dimensional image.

上記構成のプラズマ窒化装置１では、Ｎｉスクリーン３７を用いることにより、スクリーンが鉄鋼材料によって生成されている従来のスクリーンを用いる場合に比べて、窒素拡散量を向上することができ、拡張相の膜を迅速に形成することができる。その結果、低温窒化処理に関して、利用する窒素の量を減らすことができ、また、処理時間を短縮することができる。 In the plasma nitriding device 1 configured as above, by using the Ni screen 37, the amount of nitrogen diffusion can be improved and the expansion phase film can be formed quickly compared to the case where a conventional screen made of steel material is used. As a result, the amount of nitrogen used in the low-temperature nitriding process can be reduced, and the processing time can be shortened.

（Ｓ－ＤＣＰＮ処理）
次に、上記構成のプラズマ窒化装置１におけるＳ－ＤＣＰＮ処理（プラズマ窒化処理）について説明する。まず、基台３４および調整台３６を用いてステンレス鋼材２を真空反応炉３１の適所に配置し、該ステンレス鋼材２に放射温度計４４の焦点を合わせる。次に、真空ポンプ４１を用いて、真空反応炉３１を減圧した後、上記混合ガスを真空反応炉３１内に導入すると共に排気して、真空反応炉３１内を所定の圧力（例えば１００Ｐａ～１０００Ｐａ、好ましくは１００Ｐａ～２００Ｐａ）に維持する。 (S-DCPN Processing)
Next, the S-DCPN process (plasma nitriding process) in the plasma nitriding apparatus 1 configured as above will be described. First, the stainless steel material 2 is placed in an appropriate position in the vacuum reactor 31 using the base 34 and the adjustment table 36, and the radiation thermometer 44 is focused on the stainless steel material 2. Next, the vacuum reactor 31 is depressurized using the vacuum pump 41, and then the mixed gas is introduced into the vacuum reactor 31 and exhausted, thereby maintaining the inside of the vacuum reactor 31 at a predetermined pressure (for example, 100 Pa to 1000 Pa, preferably 100 Pa to 200 Pa).

次に、直流電源４３を用いて、陽極部材３８と、基台３４、Ｎｉ板３５、調整台３６、Ｎｉスクリーン３７、およびステンレス鋼材２との間に電圧を印加して、徐々に直流電流を流してグロー放電を発生させる。これにより、ステンレス鋼材２およびＮｉスクリーン３７の付近（図１において一点鎖線で示す領域）にてプラズマが生成される。 Next, a voltage is applied between the anode member 38 and the base 34, Ni plate 35, adjustment table 36, Ni screen 37, and stainless steel material 2 using a DC power supply 43, and a DC current is gradually passed to generate a glow discharge. This generates plasma in the vicinity of the stainless steel material 2 and the Ni screen 37 (the area indicated by the dashed line in Figure 1).

ステンレス鋼材２の付近におけるプラズマ内の窒素イオンにより、ステンレス鋼材２の表面にてスパッタリングが発生する。これにより、ステンレス鋼材２の表面における不要な堆積層が除去される。また、上記スパッタリングにより、高窒素濃度の金属窒化物（ＭＮ）が生成されて、ステンレス鋼材２に堆積する。上記高窒素濃度の金属窒化物が金属と窒素とに分解される過程にて放出された窒素が、ステンレス鋼材２の内部に拡散し窒化が進行する。 Nitrogen ions in the plasma near the stainless steel material 2 cause sputtering on the surface of the stainless steel material 2. This removes unnecessary deposition layers on the surface of the stainless steel material 2. The sputtering also produces metal nitrides (MN) with a high nitrogen concentration, which are deposited on the stainless steel material 2. The nitrogen released in the process of decomposing the metal nitrides with a high nitrogen concentration into metal and nitrogen diffuses into the interior of the stainless steel material 2, progressing the nitriding.

また、Ｎｉスクリーン３７の付近におけるプラズマ内の窒素イオンにより、Ｎｉスクリーン３７の表面にてスパッタリングが発生して、高窒素濃度のニッケル窒化物（ＮｉＮ）が生成される。当該ニッケル窒化物は、真空反応炉３１内のガス流によりステンレス鋼材２に堆積する。ステンレス鋼材２に堆積した上記高窒素濃度のニッケル窒化物が、ニッケルと窒素とに分解される過程で放出された窒素が、ステンレス鋼材２の内部に拡散し窒化が進行する。 In addition, nitrogen ions in the plasma near the Ni screen 37 cause sputtering on the surface of the Ni screen 37, producing nickel nitride (NiN) with a high nitrogen concentration. The nickel nitride is deposited on the stainless steel material 2 by the gas flow in the vacuum reactor 31. The high nitrogen concentration nickel nitride deposited on the stainless steel material 2 is decomposed into nickel and nitrogen, and the released nitrogen diffuses into the stainless steel material 2, progressing the nitridation.

上記の窒化処理を、ステンレス鋼材２の温度（処理温度）が、通常の温度（７２３Ｋ）よりも低い所定の温度（例えば６２０Ｋ～７００Ｋ）で所定の処理時間（例えば３時間～２０時間）実行する。その後、上記電圧の印加を終了する一方、上記混合ガスを真空反応炉３１内に流して、ステンレス鋼材２の温度が室温付近に低下するまで冷却する。次に、真空反応炉３１内に空気を導入して、ステンレス鋼材２を取り出す。 The above nitriding process is carried out for a predetermined processing time (e.g., 3 to 20 hours) at a predetermined temperature (processing temperature) of the stainless steel material 2 (e.g., 620 K to 700 K) that is lower than the normal temperature (723 K). Thereafter, the application of the voltage is terminated, and the mixed gas is allowed to flow into the vacuum reactor 31 to cool the stainless steel material 2 until its temperature drops to near room temperature. Next, air is introduced into the vacuum reactor 31, and the stainless steel material 2 is removed.

（付記事項）
本実施形態では、Ｎｉスクリーン３７は、網目状であり、ステンレス鋼材２を覆うように設けられているが、これに限定されるものではない。Ｎｉスクリーン３７は、高窒素濃度のニッケル窒化物がステンレス鋼材２に到達できれば、筒状など、任意の形状とすることができる。また、本実施形態では、Ｎｉスクリーン３７の材料は、ニッケル（純ニッケル）であるが、これに限定されるものではない。例えば、スクリーンの表面にてスパッタリングが発生して、高窒素濃度のニッケル窒化物が生成されるような、ニッケルを主成分（例えば４０％以上）とするニッケル基合金であってもよい。 (Additional Notes)
In this embodiment, the Ni screen 37 is in a mesh shape and is provided so as to cover the stainless steel material 2, but is not limited thereto. The Ni screen 37 may be in any shape, such as a cylindrical shape, as long as the nickel nitride with a high nitrogen concentration can reach the stainless steel material 2. In addition, in this embodiment, the material of the Ni screen 37 is nickel (pure nickel), but is not limited thereto. For example, the material may be a nickel-based alloy containing nickel as a main component (e.g., 40% or more) so that sputtering occurs on the surface of the screen to generate nickel nitride with a high nitrogen concentration.

上記構成のプラズマ窒化装置１を用いたＳ－ＤＣＰＮ処理の一実施例について以下に説明する。 An example of S-DCPN processing using the plasma nitriding device 1 configured as above is described below.

（ステンレス鋼材）
本実施例では、ステンレス鋼材２として、オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３０４の鋼材（ＳＵＳ３０４鋼材）と、フェライト系ステンレス鋼ＳＵＳ４３０の鋼材（ＳＵＳ４３０鋼材）と、二相系ステンレス鋼ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌの鋼材（ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材）を用いた。 (Stainless steel)
In this embodiment, as the stainless steel material 2, austenitic stainless steel SUS304 steel material (SUS304 steel material), ferritic stainless steel SUS430 steel material (SUS430 steel material), and duplex stainless steel SUS329J4L steel material (SUS329J4L steel material) were used.

図２は、上記３つの材料の化学組成を表形式で示す図である。上記３つの材料のそれぞれについて、棒材を作成し、該棒材を直径２５ｍｍかつ厚さ５ｍｍの円板形状に加工し、上面について、＃２２０～＃２０００で湿式研磨を行い、最後に粒径１μｍのアルミナ粉末を用いてバフ研磨で鏡面仕上げした。 Figure 2 shows the chemical composition of the three materials in tabular form. For each of the three materials, a bar was made and processed into a disk shape with a diameter of 25 mm and a thickness of 5 mm. The top surface was wet polished with #220 to #2000 and finally buffed to a mirror finish using alumina powder with a particle size of 1 μm.

（Ｓ－ＤＣＰＮ処理）
日本電子工業株式会社製の直流プラズマ窒化装置（型式：ＪＩＮ－１Ｓ）を用い、該直流プラズマ窒化装置に対し、本実施形態のＮｉ板３５、調整台３６、Ｎｉスクリーン３７およびステンレス鋼材２を設けた。Ｎｉスクリーン３７は、寸法が直径１００ｍｍかつ高さ５６ｍｍであり、材質にはＮｉメッシュ材（直径０．１５ｍｍワイヤー、５０ｍｅｓｈ、開孔率４９．７％）を利用した。また、ステンレス鋼材２の上面とＮｉスクリーン３７との距離が１５ｍｍになるように、ＳＵＳ４３０丸棒部材を調整台３６として設置した。 (S-DCPN Processing)
A direct current plasma nitriding device (model: JIN-1S) manufactured by Nippon Electric Industry Co., Ltd. was used, and the Ni plate 35 of this embodiment, an adjustment table 36, a Ni screen 37, and a stainless steel material 2 were provided in the direct current plasma nitriding device. The Ni screen 37 had a diameter of 100 mm and a height of 56 mm, and was made of Ni mesh material (0.15 mm diameter wire, 50 mesh, aperture ratio 49.7%). A SUS430 round bar member was installed as the adjustment table 36 so that the distance between the upper surface of the stainless steel material 2 and the Ni screen 37 was 15 mm.

そして、真空反応炉３１内において、圧力を１０Ｐａ以下に排気した後に、７５％Ｎ_２＋２５％Ｈ_２の混合ガスを導入し、該混合ガス雰囲気で圧力が１００Ｐａで一定になるようにした。そして、処理温度６７３Ｋおよび処理時間３００分でＳ－ＤＣＰＮ処理を行った。 Then, in the vacuum reaction furnace 31, the pressure was evacuated to 10 Pa or less, and then a mixed gas of 75% N ₂ +25% H ₂ was introduced, and the pressure in the mixed gas atmosphere was kept constant at 100 Pa. Then, S-DCPN processing was performed at a processing temperature of 673 K for a processing time of 300 minutes.

（比較例）
比較例は、上記実施例に比べて、Ｎｉ板３５を除去した点と、Ｎｉスクリーン３７に代えて、冷間圧延鋼板（Steel Plate Cold Commercial、ＳＰＣＣ）製のスクリーン（以下、「ＳＰＣＣスクリーン」と称する。）を設けた点とが異なり、その他は同様にして、Ｓ－ＤＣＰＮ処理を行った。ＳＰＣＣスクリーンは、寸法がＮｉスクリーン３７と同じであり、材質にはエキスパンドメタル（ＬＷ＝４．０ｍｍ、ＳＷ＝８．０ｍｍ、Ｔ＝０．５ｍｍ、Ｗ＝０．８ｍｍ、開孔率６６．３％）を利用した。 Comparative Example
The comparative example was subjected to the S-DCPN treatment in the same manner as the above-mentioned example, except that the Ni plate 35 was removed and a screen made of cold-rolled steel plate (Steel Plate Cold Commercial, SPCC) (hereinafter referred to as "SPCC screen") was provided instead of the Ni screen 37. The SPCC screen had the same dimensions as the Ni screen 37, and was made of expanded metal (LW=4.0 mm, SW=8.0 mm, T=0.5 mm, W=0.8 mm, aperture ratio 66.3%).

（結果）
上記実施例および上記比較例が行われたステンレス鋼材に対し、以下の評価を行った。 (result)
The stainless steel materials used in the above examples and comparative examples were evaluated as follows.

（ＸＲＤ分析）
Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたステンレス鋼材の表面部を同定することを目的として、株式会社リガク製の回折Ｘ線測定試験装置（型式：ＲＩＮＴ－２２００）を用いてＸ線回折（X-Ray Diffraction、ＸＲＤ）試験を行った。Ｘ線源としてＣｕ－Ｋα線（波長λ＝０．１５４０５ｎｍ）を用い、管電圧４０ｋＶ、管電流３００ｍＡで測定した。 (XRD Analysis)
In order to identify the surface of the S-DCPN-treated stainless steel material, an X-ray diffraction (XRD) test was performed using an X-ray diffraction measurement tester (model: RINT-2200) manufactured by Rigaku Corp. Cu-Kα rays (wavelength λ = 0.15405 nm) were used as the X-ray source, and measurements were performed at a tube voltage of 40 kV and a tube current of 300 mA.

図３は、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に関する上記ＸＲＤ試験の結果をそれぞれ示すグラフである。各グラフの横軸は回折角２θであり、縦軸は強度（任意単位）である。また、各グラフには、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例と、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例と、上記Ｓ－ＤＣＰＮ処理を実行しなかった未処理例とが示されている。 Figure 3 is a graph showing the results of the above-mentioned XRD tests on S-DCPN-treated SUS304 steel, SUS430 steel, and SUS329J4L steel. The horizontal axis of each graph is the diffraction angle 2θ, and the vertical axis is the intensity (arbitrary units). Each graph also shows an example in which a Ni screen 37 was used, a comparative example in which a SPCC screen was used, and an untreated example in which the above-mentioned S-DCPN treatment was not performed.

図３の上段のグラフにより、ＳＵＳ３０４鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、基材のγ相およびγ相の回折線が低角度側にシフトしブロードした拡張オーステナイト相（Ｓ相）の回折線が確認できた。また、図３の中段のグラフにより、ＳＵＳ４３０鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、基材のα相の回折線が低角度側にシフトした拡張フェライト相（Ｓα相）の回折線が確認できた。なお、検出強度が低いため上記グラフには示していないが、回折角６３．３°付近でＣｒＮの回折線が検出された。また、図３の下段のグラフにより、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌの実施例および比較例の何れにおいても、基材のγ相、α相およびＳ相の回折線が確認できたが、Ｓα相の回折線は確認できなかった。 The graph in the upper part of Figure 3 shows that in both the examples and comparative examples of SUS304 steel, the diffraction lines of the gamma phase of the substrate and the broadened diffraction lines of the extended austenite phase (S phase) were confirmed, with the diffraction lines of the gamma phase shifted to the low angle side. The graph in the middle part of Figure 3 shows that in both the examples and comparative examples of SUS430 steel, the diffraction lines of the extended ferrite phase (Sα phase) were confirmed, with the diffraction lines of the α phase of the substrate shifted to the low angle side. Although not shown in the graph above due to low detection intensity, CrN diffraction lines were detected at a diffraction angle of around 63.3°. The graph in the lower part of Figure 3 shows that in both the examples and comparative examples of SUS329J4L, the diffraction lines of the gamma phase, α phase, and S phase of the substrate were confirmed, but the diffraction lines of the Sα phase were not confirmed.

上記シフトおよび上記ブロードは、γ相およびα相の結晶格子に窒素（Ｎ）が過飽和に固溶したことで引き起こされる。このとき、上記結晶格子内において、圧縮残留応力の導入、積層欠陥密度の増加、および大きな弾性ひずみが生じ、その結果、ステンレス鋼材の耐摩耗性、表面硬さなどの機械的特性が向上する。 The above shift and broadening are caused by the supersaturation of nitrogen (N) in the crystal lattice of the gamma and alpha phases. When this happens, compressive residual stress is introduced, stacking fault density increases, and large elastic strain occurs within the crystal lattice, resulting in improved mechanical properties such as wear resistance and surface hardness of the stainless steel material.

図４は、図３のグラフから得られた各ステンレス鋼材の拡張相の回折角を用いて、格子定数の拡張率を算出した結果を表形式で示す図である。図４を参照すると、Ｓ－ＤＣＰＮ処理された何れのステンレス鋼材においても、同じ格子面ではＮｉスクリーン３７を用いた実施例の方がＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも拡張率が大きく、より多くの窒素（Ｎ）が結晶格子内に固溶していることが理解できる。 Figure 4 shows in table form the results of calculating the expansion rate of the lattice constant using the diffraction angle of the expansion phase of each stainless steel material obtained from the graph in Figure 3. Referring to Figure 4, it can be seen that for all stainless steel materials treated with S-DCPN, the expansion rate is greater for the example using Ni screen 37 than for the comparative example using SPCC screen at the same lattice surface, and more nitrogen (N) is dissolved in the crystal lattice.

また、図４を参照すると、Ｓ（２００）面の方がＳ（１１１）面よりも拡張率が大きく、結晶格子が異方的に拡張していることが理解できる。これは、γ－Ｆｅのｆｃｃ構造において、＜１１１＞方向の方が＜２００＞方向よりも、高い弾性率を有し、かつＮの拡散速度が低いことが原因と考えられる。 Also, referring to Figure 4, it can be seen that the expansion rate of the S(200) plane is greater than that of the S(111) plane, and that the crystal lattice expands anisotropically. This is thought to be because in the fcc structure of γ-Fe, the <111> direction has a higher elastic modulus and a lower diffusion rate of N than the <200> direction.

（ＧＤ－ＯＥＳ分析）
Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたステンレス鋼材における表面から深さ方向の元素分析を目的として、株式会社堀場製作所製のマーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置（型式：ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２）を用いてグロー放電発光分光分析（Glow Discharge Optical Emission Spectrometry、ＧＤ－ＯＥＳ）を行った。 (GD-OES analysis)
For the purpose of elemental analysis from the surface to the depth direction of the S-DCPN-treated stainless steel material, glow discharge optical emission spectrometry (GD-OES) was performed using a Marcus-type high-frequency glow discharge optical emission surface analyzer (model: GD-Profiler2) manufactured by HORIBA, Ltd.

図５は、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に対する上記ＧＤ－ＯＥＳによって得られた窒素（Ｎ）元素のプロファイルをそれぞれ示すグラフである。各グラフの横軸は表面からの距離ｄ（μｍ）であり、縦軸は窒素（Ｎ）濃度（ａｔ％）である。また、各グラフには、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例が実線で示され、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例が破線で示されている。 Figure 5 is a graph showing the nitrogen (N) element profiles obtained by the above GD-OES for S-DCPN-treated SUS304 steel, SUS430 steel, and SUS329J4L steel. The horizontal axis of each graph is the distance d (μm) from the surface, and the vertical axis is the nitrogen (N) concentration (at%). In each graph, the example using the Ni screen 37 is shown by a solid line, and the comparative example using the SPCC screen is shown by a dashed line.

図５のグラフを参照すると、ＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の何れにおいても、上記実施例の方が上記比較例よりもステンレス鋼材への窒素の拡散量が増加していることが理解できる。この結果は、低炭素鋼Ｓ１５Ｃに対し同様の実験を行った非特許文献２の結果と同様である。これは、Ｎｉスクリーン３７由来のニッケル窒化物の方が、ＳＰＣＣスクリーン由来の鉄窒化物よりも、安定性が低く、ステンレス鋼材２の表面でより多くが分解され、多くの窒素（Ｎ）がステンレス鋼材２の内部に拡散したためと考えられる。 Referring to the graph in Figure 5, it can be seen that for all of the SUS304, SUS430, and SUS329J4L steel materials, the above-mentioned examples had a greater amount of nitrogen diffused into the stainless steel material than the above-mentioned comparative examples. This result is similar to the result of non-patent document 2, in which a similar experiment was conducted on low-carbon steel S15C. This is thought to be because the nickel nitrides derived from the Ni screen 37 were less stable than the iron nitrides derived from the SPCC screen, and more of them were decomposed on the surface of the stainless steel material 2, resulting in a large amount of nitrogen (N) diffusing into the interior of the stainless steel material 2.

なお、非特許文献２では、表面から０～１μｍの位置において、Ｎｉスクリーンを用いた場合の方が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた場合よりも、上記窒素の拡散量が少なかった。これに対し、図５のグラフを参照すると、表面から０～１μｍの位置においても、Ｎｉスクリーンを用いた実施例の方が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも、上記窒素の拡散量が多くなっている。このことから、低炭素鋼材に対しＮｉスクリーンを用いてＳ－ＤＣＰＮ処理を行う非特許文献２の場合よりも、ステンレス鋼材に対しＮｉスクリーンを用いてＳ－ＤＣＰＮ処理を行う本実施例の方が、拡張相の膜を従来よりも迅速に形成する点でさらに効果的である。 In addition, in Non-Patent Document 2, the amount of nitrogen diffused was smaller when a Ni screen was used than when a SPCC screen was used at a position 0 to 1 μm from the surface. In contrast, referring to the graph in FIG. 5, even at a position 0 to 1 μm from the surface, the example using a Ni screen had a larger amount of nitrogen diffused than the comparative example using a SPCC screen. From this, the present example in which S-DCPN treatment is performed on stainless steel material using a Ni screen is more effective in forming an extended phase film more quickly than in the case of Non-Patent Document 2 in which S-DCPN treatment is performed on low carbon steel material using a Ni screen.

また、図５の上段および下段のグラフと、図５の中段のグラフとを比較すると、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３０４鋼材およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の場合、表面から３～４μｍの領域でＮ濃度は大きいが拡散深さは小さいことが理解できる。一方、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ４３０鋼材の場合、表面から３～４μｍの領域でＮ濃度は小さいが拡散深さは大きいことが理解できる。これは、窒素（Ｎ）原子の固溶度が、α－Ｆｅ中の方がγ－Ｆｅ中よりも小さく、窒素（Ｎ）原子の拡散速度がα－Ｆｅ中の方がγ－Ｆｅ中よりも大きいためと考えられる。 Furthermore, comparing the upper and lower graphs in Figure 5 with the middle graph in Figure 5, it can be seen that in the case of S-DCPN-treated SUS304 steel and SUS329J4L steel, the N concentration is high in the region 3 to 4 μm from the surface, but the diffusion depth is small. On the other hand, in the case of S-DCPN-treated SUS430 steel, it can be seen that the N concentration is low in the region 3 to 4 μm from the surface, but the diffusion depth is large. This is thought to be because the solid solubility of nitrogen (N) atoms is smaller in α-Fe than in γ-Fe, and the diffusion rate of nitrogen (N) atoms is faster in α-Fe than in γ-Fe.

（ＥＰＭＡ分析）
Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたステンレス鋼材における断面および表面組織形態の分析を目的として、日本電子株式会社製の電子プローブマイクロアナライザ（型式：ＪＸＡ－８２３０）を用いて断面および表面組織の電子線プローブマイクロアナライザ（Electron Probe Micro Analyzer、ＥＰＭＡ）分析を行った。断面組織を観察するとき、腐食液に５ｍａｓｓ％のシュウ酸を用いて電解腐食を行った。このとき、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３０４鋼材については５Ｖで１５秒行い、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ４３０鋼材については３Ｖで５秒行い、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材については５Ｖで１０秒行った。 (EPMA analysis)
For the purpose of analyzing the cross-section and surface structure morphology of the S-DCPN-treated stainless steel material, an Electron Probe Micro Analyzer (EPMA) analysis of the cross-section and surface structure was performed using an Electron Probe Micro Analyzer (Model: JXA-8230) manufactured by JEOL Ltd. When observing the cross-section structure, electrolytic corrosion was performed using 5 mass% oxalic acid as the etching solution. At this time, the S-DCPN-treated SUS304 steel material was subjected to 15 seconds at 5 V, the S-DCPN-treated SUS430 steel material was subjected to 5 seconds at 3 V, and the S-DCPN-treated SUS329J4L steel material was subjected to 10 seconds at 5 V.

図６は、ＳＵＳ３０４鋼材の実施例および比較例に対してＥＰＭＡによる断面組織を観察した結果を示す写真である。図６の左側が、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例の写真であり、図６の右側が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例の写真である。 Figure 6 is a photograph showing the results of observing the cross-sectional structure of an example and a comparative example of SUS304 steel material using EPMA. The left side of Figure 6 is a photograph of an example using a Ni screen 37, and the right side of Figure 6 is a photograph of a comparative example using a SPCC screen.

図６を参照すると、ＳＵＳ３０４鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、表面部に窒化層が観察された。この窒化層は、図３の上段のグラフから、Ｓ相で構成されていると考えられる。また、窒化層の厚さ（図６の矢印の位置）は、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例では３．６±０．１μｍであり、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例では２．１±０．１μｍであった。従って、Ｎｉスクリーンを用いた実施例の方がＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも約１．７倍厚い窒化層（Ｓ相）が形成された。 Referring to Figure 6, a nitride layer was observed on the surface in both the example and comparative example of SUS304 steel. This nitride layer is thought to be composed of S-phase, based on the graph in the upper part of Figure 3. The thickness of the nitride layer (position of the arrow in Figure 6) was 3.6 ± 0.1 μm in the example using the Ni screen 37, and 2.1 ± 0.1 μm in the comparative example using the SPCC screen. Therefore, a nitride layer (S-phase) that was about 1.7 times thicker was formed in the example using the Ni screen than in the comparative example using the SPCC screen.

図７は、ＳＵＳ４３０鋼材の実施例および比較例に対してＥＰＭＡによる断面組織を観察した結果を示す写真である。図７の挿入図は、ＳＵＳ４３０鋼材の実施例および比較例における表面部を拡大して示す写真である。図７の左側が、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例の写真であり、図７の右側が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例の写真である。 Figure 7 is a photograph showing the results of observing the cross-sectional structure of the example and comparative example of SUS430 steel material using EPMA. The inset in Figure 7 is a photograph showing an enlarged view of the surface portion of the example and comparative example of SUS430 steel material. The left side of Figure 7 is a photograph of the example using a Ni screen 37, and the right side of Figure 7 is a photograph of the comparative example using a SPCC screen.

図７を参照すると、ＳＵＳ４３０鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、表面部に明瞭な窒化層は観察できなかった。これは、Ｓα相と基材のα相との微細組織に大きな違いがないことを示している。また、ＳＵＳ４３０鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、針状の鉄窒化物の析出物が観察された。この結果は、図３の中段のグラフでは同定されなかったＳα相の形成が原因と考えられる。 Referring to Figure 7, no clear nitride layer was observed on the surface in either the example or comparative example of SUS430 steel. This indicates that there is no significant difference in the microstructure between the Sα phase and the α phase of the base material. Furthermore, needle-shaped precipitates of iron nitride were observed in either the example or comparative example of SUS430 steel. This result is thought to be due to the formation of the Sα phase, which was not identified in the middle graph of Figure 3.

また、図７の挿入図から、ＳＵＳ４３０鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、ＳＵＳ４３０鋼材の表面にて強くエッチングされた領域が観察された。上述のように、回折線の強度は小さいもののＣｒＮが同定されたことから、上記領域はＣｒＮ析出による耐食性の低下によるものと考えられる。 In addition, from the inset in Figure 7, strongly etched areas were observed on the surface of the SUS430 steel in both the example and comparative example. As mentioned above, although the intensity of the diffraction line was small, CrN was identified, and therefore, the above-mentioned areas are considered to be due to a decrease in corrosion resistance caused by CrN precipitation.

図８は、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の実施例および比較例に対してＥＰＭＡによる断面組織を観察した結果を示す写真である。図８の左側が、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例の写真であり、図８の右側が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例の写真である。また、図８の上段は、図８の下段よりも高い倍率の写真である。なお、図８におけるα相およびγ相に関しては、ＥＰＭＡ分析の結果からＣｒおよびＭｏが濃化している相をα相と判断し、Ｎｉが濃化している相をγ相と判断した。 Figure 8 is a photograph showing the results of observing the cross-sectional structure by EPMA for an example and a comparative example of SUS329J4L steel material. The left side of Figure 8 is a photograph of an example using a Ni screen 37, and the right side of Figure 8 is a photograph of a comparative example using an SPCC screen. The upper part of Figure 8 is a photograph at a higher magnification than the lower part of Figure 8. Regarding the α-phase and γ-phase in Figure 8, the phase in which Cr and Mo are concentrated was determined to be the α-phase based on the results of the EPMA analysis, and the phase in which Ni is concentrated was determined to be the γ-phase.

図８を参照すると、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、α相およびγ相に関係なく、表面部に窒化層が観察された。そこで、α相およびγ相のそれぞれについて、窒化層断面の中央部でＥＰＭＡによる元素分析を行った。その結果、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例では、窒素（Ｎ）濃度が、α相では２３．２ａｔ％であり、γ相では２３．７ａｔ％であった。一方、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例では、窒素（Ｎ）濃度が、α相では２３．３ａｔ％であり、γ相では２２．９ａｔ％であった。 Referring to Figure 8, in both the examples and comparative examples of SUS329J4L steel, a nitride layer was observed on the surface, regardless of whether it was the α or γ phase. Therefore, elemental analysis was performed by EPMA on the center of the nitride layer cross section for each of the α and γ phases. As a result, in the example using the Ni screen 37, the nitrogen (N) concentration was 23.2 at% in the α phase and 23.7 at% in the γ phase. On the other hand, in the comparative example using the SPCC screen, the nitrogen (N) concentration was 23.3 at% in the α phase and 22.9 at% in the γ phase.

すなわち、上記窒化層の中央部で検出された窒素（Ｎ）濃度は、実施例および比較例において同程度であり、α相およびγ相において同程度であった。このことと、図３の下段のグラフにてＳα相は同定されずＳ相のみが同定されたこととから、γ相だけでなくα相にもＳ相が形成されたと考えられる。すなわち、強力なγ安定化元素であるＮがα相内に拡散したことで次式（１）に示すような相変態が起こり、最終的にＳ相が形成された可能性がある。 In other words, the nitrogen (N) concentration detected in the center of the nitrided layer was similar in the examples and comparative examples, and was similar in the α phase and γ phase. Based on this and the fact that the Sα phase was not identified in the lower graph of Figure 3, but only the S phase, it is believed that the S phase was formed not only in the γ phase but also in the α phase. In other words, it is possible that the diffusion of N, a strong γ-stabilizing element, into the α phase caused a phase transformation as shown in the following formula (1), ultimately resulting in the formation of the S phase.

α→（Ｓα，γ）→Ｓ・・・（１）。 α→(Sα, γ)→S...(1).

また、図８を参照すると、比較例では、α相およびγ相の窒化層の何れにおいても針状構造が観察された。一方、実施例では、γ相の窒化層には針状構造が観察されなかったが、α相の窒化層には針状構造が観察された。この原因についてはさらなる検討が必要である。 Also, referring to Figure 8, in the comparative example, needle-like structures were observed in both the α-phase and γ-phase nitrided layers. On the other hand, in the working example, needle-like structures were not observed in the γ-phase nitrided layer, but were observed in the α-phase nitrided layer. Further investigation is required to determine the cause of this.

また、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例では、窒化層の厚さ（図８の矢印の位置）は、α相では３．７±０．１μｍであり、γ相では３．４±０．３μｍであった。一方、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例では、窒化層の厚さは、α相では２．９±０．２μｍであり、γ相では２．５±０．２μｍであった。従って、Ｎｉスクリーンを用いた実施例の方がＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも約１．３倍厚い窒化層（Ｓ相）が形成された。また、実施例および比較例の何れにおいても、α相に形成された窒化層（Ｓ相）の方が、γ相に形成された窒化層（Ｓ相）よりも厚かった。この原因としては、窒素（Ｎ）の拡散係数が、γ相中よりもα相中の方が大きく、窒素（Ｎ）原子がα相中へ優先的に拡散するためと考えられる。 In the embodiment using the Ni screen 37, the thickness of the nitride layer (position of the arrow in FIG. 8) was 3.7±0.1 μm in the α phase and 3.4±0.3 μm in the γ phase. On the other hand, in the comparative example using the SPCC screen, the thickness of the nitride layer was 2.9±0.2 μm in the α phase and 2.5±0.2 μm in the γ phase. Therefore, the nitride layer (S phase) formed in the embodiment using the Ni screen was about 1.3 times thicker than the comparative example using the SPCC screen. In both the embodiment and the comparative example, the nitride layer (S phase) formed in the α phase was thicker than the nitride layer (S phase) formed in the γ phase. This is thought to be because the diffusion coefficient of nitrogen (N) is larger in the α phase than in the γ phase, and nitrogen (N) atoms diffuse preferentially into the α phase.

また、図８の下段の写真を参照すると、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例では、Ｓ相が局所的に薄い領域がα相およびγ相の区別なく観察されたが、Ｎｉスクリーンを用いた実施例では上記薄い領域が観察されなかった。 Also, referring to the lower photograph in Figure 8, in the comparative example using the SPCC screen, locally thin areas of the S phase were observed without distinction between the α phase and the γ phase, but in the example using the Ni screen, such thin areas were not observed.

（表面硬さ試験）
Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたステンレス鋼材の表面硬さを調査することを目的として、株式会社マツザワ製のマイクロビッカース硬さ試験機（型式：ＰＭＴ－Ｘ７Ａ）を用いて表面硬さ試験を行った。 (Surface hardness test)
In order to investigate the surface hardness of the S-DCPN treated stainless steel material, a surface hardness test was carried out using a micro Vickers hardness tester (model: PMT-X7A) manufactured by Matsuzawa Co., Ltd.

図９は、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に関する上記表面硬さ試験の結果を示すグラフである。図９のグラフを参照すると、ＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の何れにおいても、未処理のステンレス鋼材よりも実施例および比較例のステンレス鋼材の方が、表面硬さが向上していることが理解できる。この表面硬さの向上は、ＳＵＳ３０４鋼材およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材においてはＳ相の形成によるものと考えられ、ＳＵＳ４３０鋼材においてはＳα相および析出強化（鉄窒化物、ＣｒＮなど）によるものと考えられる。 Figure 9 is a graph showing the results of the above surface hardness test for S-DCPN treated SUS304 steel, SUS430 steel, and SUS329J4L steel. Referring to the graph in Figure 9, it can be seen that the surface hardness of the stainless steel materials of the examples and comparative examples is improved compared to the untreated stainless steel material for all of SUS304 steel, SUS430 steel, and SUS329J4L steel. This improvement in surface hardness is thought to be due to the formation of S phase in SUS304 steel and SUS329J4L steel, and due to Sα phase and precipitation strengthening (iron nitrides, CrN, etc.) in SUS430 steel.

また、ＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の何れにおいても、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例の方が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも、表面硬さが大きいことが理解できる。また、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の場合、Ｎｉスクリーンを用いた実施例では、α相およびγ相に関係なく同程度の表面硬さを示す一方で、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例では、表面硬さの異なる２つの領域が確認できた。このため、ビッカース硬さ試験後の表面組織に対して、ＥＰＭＡによる表面組織観察および元素分析を行った。 It can also be seen that for all of SUS304, SUS430, and SUS329J4L steel, the examples using the Ni screen 37 have a greater surface hardness than the comparative example using the SPCC screen. In the case of SUS329J4L steel, the examples using the Ni screen show the same degree of surface hardness regardless of the α-phase and γ-phase, whereas the comparative example using the SPCC screen shows two regions with different surface hardness. For this reason, the surface structure after the Vickers hardness test was observed by EPMA and subjected to elemental analysis.

図１０は、上記表面組織観察の結果を示す写真である。また、図１１は、上記元素分析の結果を表形式で示す図である。図１０の左側が、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例の写真であり、図１０の右側が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例の写真である。 Figure 10 is a photograph showing the results of the surface structure observation. Figure 11 is a diagram showing the results of the elemental analysis in a table format. The left side of Figure 10 is a photograph of an example using a Ni screen 37, and the right side of Figure 10 is a photograph of a comparative example using a SPCC screen.

図１０および図１１を参照すると、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材において、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例では、α相（α_１）およびγ相（γ_１）において、窒素（Ｎ）濃度は同程度であった。これに対し、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例では、表面硬さの大きい領域（α_２、γ_２）における窒素（Ｎ）濃度は約３０ａｔ％である一方、表面硬さの小さい領域（α_３、γ_３）における窒素（Ｎ）濃度は約２０ａｔ％であった。このことから、表面硬さの異なる領域の形成は、窒素（Ｎ）濃度の不均一な分布によるものと考えられる。 10 and 11, in the example in which the Ni screen 37 was used in the SUS329J4L steel material, the nitrogen (N) concentration was approximately the same in the α phase (α ₁ ) and the γ phase (γ ₁ ). In contrast, in the comparative example in which the SPCC screen was used, the nitrogen (N) concentration in the region with high surface hardness (α ₂ , γ ₂ ) was approximately 30 at %, while the nitrogen (N) concentration in the region with low surface hardness (α ₃ , γ ₃ ) was approximately 20 at %. From this, it is considered that the formation of the regions with different surface hardness is due to the non-uniform distribution of the nitrogen (N) concentration.

（耐孔食性）
Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたステンレス鋼材について、塩水に対する耐孔食性を調査することを目的として、分極曲線を測定した。具体的には、ステンレス鋼材２に対し、ＳＵＳ３０４製のリード線をスポット溶接し、直径６ｍｍの孔を開設したテフロン（登録商標）テープで覆って、ステンレス鋼材２の接液面積を限定した。また、試験溶液に３．５ｍａｓｓ％のＮａＣｌ水溶液、参照電極にＡｇ／ＡｇＣｌ、対極にＰｔを使用した。また、北斗電工株式会社製のポテンショスタット（型式：ＨＡ－５０１Ｇ）で電圧を－１．０Ｖから＋１．５Ｖまで制御し、グラフテック株式会社製データロガー（型式：ＧＬ２００Ａ－ＵＭ８０１）を用いて電流密度を記録した。最後に、ステンレス鋼材２に形成された腐食面をオリンパス株式会社製の光学顕微鏡（型式：ＢＸ－６０Ｍ）を用いて観察した。 (Pitting corrosion resistance)
A polarization curve was measured for the purpose of investigating the pitting corrosion resistance of the S-DCPN-treated stainless steel material against salt water. Specifically, a lead wire made of SUS304 was spot-welded to the stainless steel material 2, and the stainless steel material 2 was covered with Teflon (registered trademark) tape with a hole of 6 mm in diameter to limit the liquid contact area of the stainless steel material 2. In addition, a 3.5 mass% NaCl aqueous solution was used as the test solution, Ag/AgCl was used as the reference electrode, and Pt was used as the counter electrode. In addition, the voltage was controlled from -1.0 V to +1.5 V using a potentiostat (model: HA-501G) manufactured by Hokuto Denko Corporation, and the current density was recorded using a data logger (model: GL200A-UM801) manufactured by Graphtec Corporation. Finally, the corroded surface formed on the stainless steel material 2 was observed using an optical microscope (model: BX-60M) manufactured by Olympus Corporation.

図１２は、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に対する分極試験の結果を示すグラフである。図１２のグラフの縦軸は孔食電位であり、該孔食電位は電流密度ｉ＝１Ａｍ^－２の時の電位である。 Fig. 12 is a graph showing the results of polarization tests on S-DCPN-treated SUS304 steel, SUS430 steel, and SUS329J4L steel. The vertical axis of the graph in Fig. 12 is the pitting potential, which is the potential when the current density i is 1 Am ^-2 .

図１３は、上記分極試験後の腐食面を示す写真である。なお、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材は耐孔食性が高く、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材と上記テフロン（登録商標）テープとの隙間部でのみ腐食痕が観察された。このため、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に関しては、上記隙間部を図１３に示している。 Figure 13 is a photograph showing the corroded surface after the polarization test. SUS329J4L steel has high resistance to pitting corrosion, and corrosion marks were only observed in the gap between SUS329J4L steel and the Teflon (registered trademark) tape. For this reason, the gap is shown in Figure 13 for SUS329J4L steel.

Ｓ相およびＳα相の形成によるステンレス鋼の耐孔食性向上の原因としてはいくつかの説が提案されているが、最も支持されている提案は、固溶Ｎによるピット内でのｐＨ低下の抑制である。ステンレス鋼の不働態皮膜がＣｌ^－によって破壊され、局所的に発生したピット内において固溶Ｎによる次式（２）の反応が生じ、活性溶解の原因となる局所的な低ｐＨおよび高Ｃｌ^－環境の形成を抑制し、ピット成長の抑制および再不働態化を促進する。 Several theories have been proposed as to why the formation of the S phase and Sα phase improves the pitting corrosion resistance of stainless steel, but the most popular proposal is that solute N suppresses the drop in pH in the pits. The passive film of stainless steel is destroyed by Cl ^- , and the reaction of the following formula (2) occurs due to solute N in the locally generated pits, suppressing the formation of local low pH and high Cl ^- environments that cause active dissolution, suppressing pit growth, and promoting repassivation.

［Ｎ］＋４Ｈ^＋＋３ｅ^－→ＮＨ_４ ^＋・・・（２）。 [N]+4H ⁺⁺ ^3e- → _NH4 ⁺ ...(2).

図１２および図１３を参照すると、ＳＵＳ３０４鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、未処理のＳＵＳ３０４鋼材に比べて孔食電位が高く腐食面積が狭いことから、耐孔食性が向上したことが理解できる。また、Ｎｉスクリーンを用いた実施例では、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも孔食電位が大きく、より優れた耐孔食性を示した。 Referring to Figures 12 and 13, it can be seen that in both the examples and comparative examples of SUS304 steel, the pitting potential was higher and the corroded area was smaller than that of untreated SUS304 steel, and therefore pitting resistance was improved. Furthermore, the examples using the Ni screen showed a higher pitting potential and better pitting resistance than the comparative example using the SPCC screen.

また、ＳＵＳ４３０鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、未処理のＳＵＳ４３０鋼材に比べて孔食電位が低く腐食面積が広いことから、耐孔食性が低下したことが理解できる。これは、図３の中段のグラフと、図７の写真とにおいて示唆されたように、ＣｒＮの析出による固溶Ｃｒの減少が原因と考えられる。また、Ｎｉスクリーンを用いた実施例では、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも孔食電位が低く、耐孔食性がより低下したことが理解できる。 In addition, in both the examples and comparative examples of SUS430 steel, the pitting potential is lower and the corroded area is larger than in untreated SUS430 steel, so it can be seen that the pitting resistance is reduced. This is thought to be due to a decrease in dissolved Cr due to the precipitation of CrN, as suggested in the graph in the middle of Figure 3 and the photograph in Figure 7. It can also be seen that the examples using a Ni screen have a lower pitting potential and a greater reduction in pitting resistance than the comparative example using a SPCC screen.

また、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の実施例および比較例の何れにおいても、未処理のＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に比べて孔食電位が高く、隙間腐食の面積が狭いことから、耐孔食性が向上したことが理解できる。また、Ｎｉスクリーンを用いた実施例の方が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも、孔食電位が高かったが、その差は小さく同程度の値であった。これは、図１２において、それぞれの未処理の鋼材の孔食電位を比較すると理解できるように、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材は、ＳＵＳ３０４鋼材およびＳＵＳ４３０鋼材とは異なり、耐孔食性に元来優れているからである。また、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材について、隙間腐食部をさらに分析するため、ＥＰＭＡによる元素分析を行った。 In addition, in both the examples and comparative examples of SUS329J4L steel, the pitting potential was higher and the area of crevice corrosion was smaller than that of untreated SUS329J4L steel, so it can be seen that pitting corrosion resistance was improved. Also, the example using the Ni screen had a higher pitting potential than the comparative example using the SPCC screen, but the difference was small and was about the same. This is because, as can be seen by comparing the pitting potentials of each untreated steel in Figure 12, SUS329J4L steel has inherently excellent pitting corrosion resistance, unlike SUS304 steel and SUS430 steel. In addition, elemental analysis was performed using EPMA to further analyze the crevice corrosion area of SUS329J4L steel.

図１４は、上記隙間腐食部における元素分析の結果を示す写真である。図１４において、上段はＮｉスクリーンを用いた実施例を示し、下段は未処理のＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材を示している。なお、図１４には示していないが、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例の隙間腐食部も、Ｎｉスクリーンを用いた実施例の隙間腐食部と同様の形態を示した。 Figure 14 is a photograph showing the results of elemental analysis of the above-mentioned crevice corrosion area. In Figure 14, the upper row shows an example in which a Ni screen was used, and the lower row shows untreated SUS329J4L steel material. Although not shown in Figure 14, the crevice corrosion area of the comparative example in which a SPCC screen was used also showed a similar morphology to the crevice corrosion area of the example in which a Ni screen was used.

図１４を参照すると、未処理のＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材では広範囲に腐食痕が観察され、Ｍｏが多く検出されているα相の方が、Ｎｉが多く検出されているγ相よりも強く腐食され、相によって腐食進行度が異なった。一方、実施例および比較例では、未処理のＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に比べて、腐食痕の範囲は狭くなっているが、腐食痕が深くなっており、相による腐食進行度のばらつきは観察されなかった。これは、図１１に示すＥＰＭＡによる元素分析の結果に示すように、α相およびγ相に同程度の窒素（Ｎ）濃度を含むＳ相が形成されことで、表面部の耐孔食性が均一になったためと考えられる。 Referring to Figure 14, corrosion marks were observed over a wide area in the untreated SUS329J4L steel material, and the α phase, in which Mo was more abundant, was corroded more severely than the γ phase, in which Ni was more abundant, with the degree of corrosion differing depending on the phase. On the other hand, in the examples and comparative examples, the range of corrosion marks was narrower but deeper than in the untreated SUS329J4L steel material, and no variation in the degree of corrosion was observed depending on the phase. This is thought to be because, as shown in the results of elemental analysis by EPMA in Figure 11, an S phase containing the same nitrogen (N) concentration was formed in the α phase and γ phase, resulting in uniform pitting corrosion resistance in the surface area.

（考察）
（オーステナイト系ステンレス鋼材へのスクリーンを用いた低温プラズマ窒化におけるＮｉスクリーンの影響）
オーステナイト系ステンレス鋼材（ＳＵＳ３０４鋼材）の場合、図５の上段におけるＧＤ－ＯＥＳ測定の結果に示したように、Ｎｉスクリーン３７を用いることで窒素拡散量が向上したため、図３の上段、図４のＸＲＤ試験、および図６の断面組織観察の結果に示したように、より多くの窒素（Ｎ）を結晶格子内に固溶したＳ相が厚く形成されたと考えられる。これに伴い、図９の表面硬さ試験と、図１２および図１３の孔食試験との結果に示したように、表面硬さおよび耐孔食性がより向上したと考えられる。 (Discussion)
(Effect of Ni screen on low-temperature plasma nitriding of austenitic stainless steel using a screen)
In the case of austenitic stainless steel (SUS304 steel), as shown in the results of the GD-OES measurement in the upper part of Figure 5, the amount of nitrogen diffusion was improved by using the Ni screen 37, and it is believed that this resulted in the formation of a thicker S phase in which more nitrogen (N) was dissolved in the crystal lattice, as shown in the results of the XRD test in the upper part of Figure 3, the XRD test in Figure 4, and the cross-sectional structure observation in Figure 6. Accordingly, it is believed that the surface hardness and pitting corrosion resistance were further improved, as shown in the results of the surface hardness test in Figure 9 and the pitting corrosion tests in Figures 12 and 13.

（フェライト系ステンレス鋼材へのスクリーンを用いた低温プラズマ窒化におけるＮｉスクリーンの影響）
フェライト系ステンレス鋼材（ＳＵＳ４３０鋼材）の場合、図５の中段におけるＧＤ－ＯＥＳ測定の結果に示したように、Ｎｉスクリーン３７を用いることで窒素拡散量が向上したため、図３の中段と図４のＸＲＤ試験とに示したように、より多くの窒素（Ｎ）を結晶格子内に固溶したＳα相が形成され、窒化物析出が促進され、表面硬さがより向上したと考えられる。しかしながら、ＣｒＮ析出も促進されたことで、図１２および図１３の孔食試験の結果に示したように、耐孔食性がより低下したと考えられる。ＳＵＳ３０４鋼材およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材ではこれらの窒化物が析出する傾向は観察されなかった。 (Effect of Ni screen on low-temperature plasma nitriding of ferritic stainless steel material using a screen)
In the case of ferritic stainless steel (SUS430 steel), as shown in the results of the GD-OES measurement in the middle of Figure 5, the amount of nitrogen diffusion was improved by using the Ni screen 37, and therefore, as shown in the middle of Figure 3 and the XRD test in Figure 4, an Sα phase in which more nitrogen (N) is dissolved in the crystal lattice was formed, nitride precipitation was promoted, and surface hardness was further improved. However, it is considered that CrN precipitation was also promoted, and therefore pitting corrosion resistance was further reduced, as shown in the results of the pitting corrosion test in Figures 12 and 13. No tendency for these nitrides to precipitate was observed in SUS304 steel and SUS329J4L steel.

この原因としては、Ｓα相の窒素（Ｎ）の固溶限がＳ相よりも小さいためと考えられる。このことはα－Ｆｅの方がγ－Ｆｅよりも窒素（Ｎ）の固溶限が小さいこと、および図４のＸＲＤ試験の結果で示したように、格子定数の拡張率が、Ｓα相の方がＳ相よりも小さいことから予想される。実施例ではＳα相の固溶限を超えて窒素（Ｎ）が拡散したため、ＣｒＮや鉄窒化物が析出したと考えられる。 The reason for this is thought to be that the solid solubility limit of nitrogen (N) in the Sα phase is smaller than that in the S phase. This is expected because the solid solubility limit of nitrogen (N) is smaller in α-Fe than in γ-Fe, and because the lattice constant expansion rate is smaller in the Sα phase than in the S phase, as shown in the results of the XRD test in Figure 4. In the examples, it is thought that nitrogen (N) diffused beyond the solid solubility limit of the Sα phase, causing the precipitation of CrN and iron nitrides.

（二相系ステンレス鋼材へのスクリーンを用いた低温プラズマ窒化におけるＮｉスクリーンの影響）
二相系ステンレス鋼材（ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材）の場合、図５の下段におけるＧＤ－ＯＥＳ測定の結果に示したように、Ｎｉスクリーン３７を用いることで窒素拡散量が向上したため、図３の中段、図４のＸＲＤ試験、および図８の上段の断面組織観察の結果に示したように、より多くの窒素（Ｎ）を結晶格子内に固溶したＳ相が厚く形成されたと考えられる。これに伴い、図９の表面硬さ試験と、図１２および図１３の孔食試験の結果に示したように、表面硬さおよび耐孔食性がより向上したと考えられる。 (Effect of Ni screen on low-temperature plasma nitriding of duplex stainless steel material using a screen)
In the case of duplex stainless steel (SUS329J4L steel), as shown in the results of the GD-OES measurement in the lower part of Figure 5, the amount of nitrogen diffusion was improved by using the Ni screen 37, and it is believed that this resulted in the formation of a thicker S phase in which more nitrogen (N) was dissolved in the crystal lattice, as shown in the results of the XRD test in the middle part of Figure 3 and the XRD test in Figure 4, and the results of the cross-sectional structure observation in the upper part of Figure 8. Accordingly, it is believed that the surface hardness and pitting corrosion resistance were further improved, as shown in the results of the surface hardness test in Figure 9 and the pitting corrosion tests in Figures 12 and 13.

またＳＰＣＣスクリーンを用いた試料において、図８の下段の断面組織観察の結果により、局所的に薄いＳ相の形成が確認され、さらに図９～図１１の表面硬さ試験の結果より、試料表面部で硬さおよび窒素（Ｎ）濃度の異なる相が確認され、窒素（Ｎ）濃度の不均一な分布が示唆された。これは、格子面によって窒素（Ｎ）の拡散性が異なることと、ＳＰＣＣスクリーン由来の鉄窒化物がＮｉスクリーン由来のニッケル窒化物よりも分解し難いこととが原因であると考えられる。また、鉄窒化物よりもニッケル窒化物の方が試料表面で分解し易く、多くの窒素（Ｎ）が試料内部に拡散すると考えられるため、図５の下段におけるＧＤ－ＯＥＳ測定の結果に示したようにＮｉスクリーン３７を用いた実施例の方が、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例よりも窒素拡散量が大きい結果が得られている。 In addition, in the sample using the SPCC screen, the cross-sectional structure observation results in the lower part of Figure 8 confirmed the formation of a thin S phase locally, and the surface hardness test results in Figures 9 to 11 confirmed phases with different hardness and nitrogen (N) concentrations on the sample surface, suggesting an uneven distribution of nitrogen (N) concentration. This is thought to be due to the fact that the diffusibility of nitrogen (N) differs depending on the lattice plane, and that iron nitride derived from the SPCC screen is more difficult to decompose than nickel nitride derived from the Ni screen. In addition, nickel nitride is more easily decomposed on the sample surface than iron nitride, and it is thought that more nitrogen (N) diffuses into the sample, so that the example using the Ni screen 37 has a larger amount of nitrogen diffusion than the comparative example using the SPCC screen, as shown in the GD-OES measurement results in the lower part of Figure 5.

これらのことから、二相系ステンレス鋼材の表面において、鉄窒化物は窒素（Ｎ）の拡散性が大きい格子面上では分解され易く、小さい格子面上では分解され難かったため、格子面によって窒素拡散量が異なり、薄いＳ相や異なる表面硬さおよび窒素（Ｎ）濃度を示す相が形成したと考えられる。一方で、Ｎｉスクリーン３７を用いた試料で窒素（Ｎ）濃度が均一に分布したのは、ニッケル窒化物が分解され易いため、二相系ステンレス鋼材の表面において、窒素（Ｎ）の拡散性が小さい格子面上でも大きい格子面上でも分解され易かったため、いずれの格子面においても窒素拡散量が同程度であったと考えられる。 From these findings, it is believed that on the surface of duplex stainless steel material, iron nitrides are easily decomposed on lattice planes with high nitrogen (N) diffusivity, but are difficult to decompose on small lattice planes, which results in different amounts of nitrogen diffusion depending on the lattice plane, forming a thin S phase and phases with different surface hardness and nitrogen (N) concentrations. On the other hand, the nitrogen (N) concentration was uniformly distributed in the sample using Ni screen 37 because nickel nitrides are easily decomposed, and therefore were easily decomposed on both lattice planes with low and large nitrogen (N) diffusivity on the surface of duplex stainless steel material, resulting in the amount of nitrogen diffusion being about the same on both lattice planes.

（結論）
本実施例では、スクリーンを用いた低温プラズマ窒化におけるＳ相およびＳα相を厚膜化することを目的として、オーステナイト系ステンレス鋼材（ＳＵＳ３０４鋼材）と、フェライト系ステンレス鋼材（ＳＵＳ４３０鋼材）と、二相系ステンレス鋼材（ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材）とに対し、Ｎｉスクリーン３７とＳＰＣＣスクリーンとを用いたＳ－ＤＣＰＮ処理を施し、比較した。その結果、以下の結論が得られた。 (Conclusion)
In this example, for the purpose of thickening the S-phase and Sα-phase in low-temperature plasma nitriding using a screen, an austenitic stainless steel material (SUS304 steel material), a ferritic stainless steel material (SUS430 steel material), and a duplex stainless steel material (SUS329J4L steel material) were subjected to S-DCPN treatment using a Ni screen 37 and an SPCC screen, and the results were compared. As a result, the following conclusions were obtained.

（１）ＳＵＳ３０４鋼材へのＳ－ＤＣＰＮ処理において、Ｎｉスクリーン３７を用いた場合、ＳＰＣＣスクリーンを用いた場合よりも、窒素拡散量が向上することでＳ相が厚膜化した。それに伴い表面硬さおよび耐孔食性がより向上した。 (1) When Ni screen 37 was used in the S-DCPN treatment of SUS304 steel, the amount of nitrogen diffusion was improved and the S phase became thicker than when an SPCC screen was used. As a result, the surface hardness and pitting corrosion resistance were further improved.

（２）ＳＵＳ４３０鋼材へのＳ－ＤＣＰＮ処理において、Ｎｉスクリーン３７を用いた場合、ＳＰＣＣスクリーンを用いた場合よりも、窒素拡散量が向上したが、Ｓα相の厚さは測定できなかった。また、表面硬さは向上したが、耐孔食性はＣｒＮ析出により、Ｎｉスクリーン３７およびＳＰＣＣスクリーンの両方で未処理のＳＵＳ４３０鋼材よりも低下し、Ｎｉスクリーンを用いた場合、より低下した。 (2) In the S-DCPN treatment of SUS430 steel, when Ni screen 37 was used, the amount of nitrogen diffusion was improved compared to when an SPCC screen was used, but the thickness of the Sα phase could not be measured. In addition, although the surface hardness was improved, the pitting corrosion resistance was lower than that of untreated SUS430 steel with both Ni screen 37 and SPCC screen due to CrN precipitation, and was even lower when a Ni screen was used.

（３）ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材へのＳ－ＤＣＰＮ処理において、Ｎｉスクリーン３７を用いた場合、ＳＰＣＣスクリーンを用いた場合よりも、窒素拡散量が向上したことでＳ相が厚膜化した。それに伴い表面硬さおよび耐孔食性がより向上した。 (3) In the S-DCPN treatment of SUS329J4L steel, when Ni screen 37 was used, the amount of nitrogen diffusion was improved compared to when an SPCC screen was used, resulting in a thicker S phase film. As a result, the surface hardness and pitting corrosion resistance were further improved.

（４）スクリーンを用いた低温プラズマ窒化において、Ｎｉスクリーン３７を用いる場合、従来の鉄鋼材料のスクリーンを用いる場合よりもオーステナイト系ステンレス鋼および二相系ステンレス鋼において、窒素拡散量が向上することでＳ相が厚膜化し、それに伴い表面硬さおよび耐孔食性がより向上する。一方で、フェライト系ステンレス鋼において、窒素拡散量および表面硬さは向上するが、それに伴うＣｒＮ析出による耐孔食性の低下に注意する必要がある。 (4) In low-temperature plasma nitriding using a screen, when a Ni screen 37 is used, the amount of nitrogen diffusion is improved in austenitic stainless steel and duplex stainless steel compared to when a screen made of conventional steel material is used, resulting in a thicker S-phase film, and therefore improved surface hardness and pitting corrosion resistance. On the other hand, in ferritic stainless steel, the amount of nitrogen diffusion and surface hardness are improved, but attention must be paid to the associated decrease in pitting corrosion resistance due to CrN precipitation.

（ニッケルの拡散）
さらに、上記実施例が行われたステンレス鋼材内へのニッケルの拡散について、上述のＧＤ－ＯＥＳを用いて評価した。 (Nickel diffusion)
Furthermore, the diffusion of nickel into the stainless steel material in the above-mentioned examples was evaluated using the GD-OES described above.

図１５は、Ｓ－ＤＣＰＮ処理されたＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材に対する上記ＧＤ－ＯＥＳによって得られたニッケル（Ｎｉ）元素のプロファイルをそれぞれ示すグラフである。各グラフの横軸は表面からの距離ｄ（μｍ）であり、縦軸はニッケル（Ｎｉ）濃度（ａｔ％）である。また、各グラフには、Ｎｉスクリーン３７を用いた実施例が実線で示され、ＳＰＣＣスクリーンを用いた比較例が破線で示されている。ＳＰＣＣスクリーンにはニッケルが含まれていないので、実施例のグラフと比較例のグラフとの差分が、Ｎｉスクリーン３７によってステンレス鋼材２内に拡散されたニッケルの濃度と考えられる。 Figure 15 is a graph showing the nickel (Ni) element profiles obtained by the above GD-OES for S-DCPN-treated SUS304 steel, SUS430 steel, and SUS329J4L steel. The horizontal axis of each graph is the distance d (μm) from the surface, and the vertical axis is the nickel (Ni) concentration (at%). In each graph, the solid line shows an example in which a Ni screen 37 was used, and the dashed line shows a comparative example in which a SPCC screen was used. Since the SPCC screen does not contain nickel, the difference between the graph of the example and the graph of the comparative example is considered to be the concentration of nickel diffused into the stainless steel material 2 by the Ni screen 37.

従って、図１５のグラフを参照すると、ＳＵＳ３０４鋼材、ＳＵＳ４３０鋼材、およびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材の何れにおいても、Ｎｉスクリーン３７によってステンレス鋼材２内にニッケルが、窒素に比べて少量ではあるが、拡散していることが理解できる。ニッケルがステンレス鋼材内に拡散することにより、ステンレス鋼材の表面に不働態膜が形成され易くなり、耐食性が向上することが期待できる。 Therefore, referring to the graph in Figure 15, it can be seen that in all of SUS304 steel, SUS430 steel, and SUS329J4L steel, nickel is diffused into the stainless steel material 2 by the Ni screen 37, although in small amounts compared to nitrogen. The diffusion of nickel into the stainless steel material makes it easier for a passive film to form on the surface of the stainless steel material, and it is expected that corrosion resistance will be improved.

また、表面からの距離が０．１μｍ以下の場合、ステンレス鋼材２へのニッケルの拡散量は、大きい方から順番に、ＳＵＳ４３０鋼材、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ鋼材、およびＳＵＳ３０４鋼材となることが理解できる。 It can also be seen that when the distance from the surface is 0.1 μm or less, the amount of nickel diffused into the stainless steel material 2 is greatest for SUS430 steel, SUS329J4L steel, and SUS304 steel.

（付記事項）
なお、本実施例では、オーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、および二相系ステンレス鋼の何れにおいても、窒素拡散量および表面硬さが向上した。このことから、マルテンサイト系ステンレス鋼、析出硬化系ステンレス鋼、その他のステンレス鋼の鋼材についても、本実施例と同様のＳ－ＤＣＰＮ処理を行うことにより、窒素拡散量および表面硬さが向上すると考えられる。 (Additional Notes)
In this example, the nitrogen diffusion amount and surface hardness were improved in all of the austenitic stainless steel, ferritic stainless steel, and duplex stainless steel. From this, it is believed that the nitrogen diffusion amount and surface hardness will also be improved in martensitic stainless steel, precipitation hardening stainless steel, and other stainless steel materials by performing the S-DCPN treatment similar to that in this example.

本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。 The present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications are possible within the scope of the claims. The technical scope of the present invention also includes embodiments obtained by appropriately combining the technical means disclosed in different embodiments.

１プラズマ窒化装置
２ステンレス鋼材
１１ガス供給部
１２本体部
１３ポンプ部
１４電源部
１５温度測定部
２１窒素ボンベ
２２水素ボンベ
２３流量計
２４混合器
３１真空反応炉
３１ａ給気口
３１ｂ排気口
３１ｃ開口部
３２ガラス窓
３３絶縁部材
３４基台
３５Ｎｉ板
３６調整台
３７スクリーン
３８陽極部材
３９熱電対
４１真空ポンプ
４２真空計
４３直流電源
４４放射温度計
４５支持台 REFERENCE SIGNS LIST 1 Plasma nitriding device 2 Stainless steel material 11 Gas supply section 12 Main body section 13 Pump section 14 Power supply section 15 Temperature measurement section 21 Nitrogen cylinder 22 Hydrogen cylinder 23 Flow meter 24 Mixer 31 Vacuum reaction furnace 31a Air supply port 31b Exhaust port 31c Opening 32 Glass window 33 Insulating member 34 Base 35 Ni plate 36 Adjustment table 37 Screen 38 Anode member 39 Thermocouple 41 Vacuum pump 42 Vacuum gauge 43 DC power supply 44 Radiation thermometer 45 Support table

Claims

A plasma nitriding apparatus for performing plasma nitriding treatment on steel material,
A base for placing the steel material;
A nickel plate provided on the upper surface of the base;
A screen disposed near the steel material;
a DC power source having a cathode electrically connected to the steel material , the base, the nickel plate, and the screen;
The steel material is a stainless steel material,
The plasma nitriding apparatus, wherein the screen is formed from nickel or a nickel-based alloy.

The plasma nitriding device according to claim 1, wherein the stainless steel material is an austenitic, ferritic or duplex stainless steel material.

The plasma nitriding device according to claim 2, wherein the stainless steel material is an austenitic or duplex stainless steel material.

A plasma nitriding method for subjecting a steel material to a plasma nitriding treatment, comprising the steps of:
The method includes a step of performing plasma nitriding treatment using the steel material, a base for placing the steel material, a nickel plate provided on an upper surface of the base, and a screen placed near the steel material as cathodes,
The steel material is a stainless steel material,
The plasma nitriding method, wherein the screen is formed from nickel or a nickel-based alloy.

The plasma nitriding method according to claim 4, wherein the stainless steel material is an austenitic, ferritic or duplex stainless steel material.

The plasma nitriding method according to claim 5, wherein the stainless steel material is an austenitic or duplex stainless steel material.