(57)【要約】  ドクターブレードとコーターブレードを含むツールの型に属し、且つ、冷延され、硬化され、及び５００と７００ＨＶの硬度にまで鍛練される鋼の帯状の本体を有する、ブレード形状のツールが、提供される。本体の少なくとも２つの広面は、炭化物、窒化物、及び／又は酸化物の型の硬い反応生成物のプラズマイオン注入によって提供される、硬い表面層（６ａ、６ｂ）により覆われる。ツールには、対応する鋼種の従来のツールと比べて、改善された剛軟度と、ツールの動いている縁部分において、著しく高い耐摩耗性がある。【選択図】図６
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の本体と、ツールの使用中のツールの作用部分である少なくとも１つの縁部を有し、平坦な帯状のドクターブレード及びコーターブレードを含むツールの型に属する、帯状のツールであって、該ツールは、
本体（５）の２つの広くて平坦な面が、一方で窒素元素、酸素元素、及び炭素元素の１以上、並びにもう一方で前記元素に反応する１以上の金属を含有する、硬質の表面層（６ａ、６ｂ）によって覆われ、前記元素と金属はそれぞれ、プラズマ浸漬イオン注入により鋼の表面層に注入され、硬化可能な鋼の本体は、硬化され、５００ＨＶより高い硬度にまで鍛錬されることを特徴とする、ツール。
【請求項２】
本体は、炭素鋼、低合金鋼、合金ではあるが非ステンレス製の鋼、ステンレス製のマルテンサイトクロム鋼からなる、硬化可能な鋼のグループに属する、硬化可能な鋼の冷間圧延片からなることを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項３】
硬化され、鍛錬された状態にある鋼は、５００と７００ＨＶ（ヴィッカーズ硬度）の間の硬度を有することを特徴とする、請求項１又は２に記載のツール。
【請求項４】
本体は、０．０７と０．６ｍｍの間の厚み、ドクターブレードに関して好ましくは最大０．４ｍｍの厚みを有することを特徴とする、請求項１乃至３の何れかに記載のツール。
【請求項５】
１以上の前記金属は、金属チタンを含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項６】
１以上の前記金属は、金属タングステンを含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項７】
１以上の前記金属は、金属クロムを含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項８】
１以上の前記金属は、金属モリブデンを含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項９】
１以上の前記金属は、金属ホウ素を含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項１０】
１以上の前記金属は、金属バナジウムを含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項１１】
１以上の前記金属は、金属アルミニウムを含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項１２】
１以上の前記金属は、金属ジルコニウムを含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項１３】
前記金属は、金属チタン、金属タングステン、金属クロム、金属モリブデン、金属ホウ素、金属バナジウム、金属アルミニウム、及び金属ジルコニウムの１以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項１４】
注入された、高硬度の反応生成物は、窒化チタン（ＴｉＮ）と窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、炭化バナジウム（ＶＣ）、炭化タングステン（ＷＣ）と炭化クロミウム（Ｃｒ３Ｃ２）、及び酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）と酸化クロミウム（Ｃｒ３Ｏ３）から成る化合物のグループに属する化合物の、少なくともいずれかの粒子を含むことを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項１５】
硬質の前記表面層は、第２の下位層（７ａ、７ｂ）を覆い、該第２の下位層は、前記第２の下位層の下にある鋼材料（５）の硬度よりも高い、１００−１５００ＨＮ（ヴィッカーズ硬度）である硬度を、少なくとも１つの領域において有することを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項１６】
前記第２の層の少なくとも１つの領域は、１０００と３０００ＨＶの間の硬度を有することを特徴とする、請求項７に記載のツール。
【請求項１７】
前記第２の下位層（７ａ、７ｂ）の硬度は、前記第２の下位層における窒化物の沈殿により、少なくとも部分的に達成されることを特徴とする、請求項７又は８に記載のツール。
【請求項１８】
前記第２の下位層（７ａ、７ｂ）は、少なくとも０．１μｍ（１００ｎｍ）であるが、１０μｍ（０．０１０ｎｍ）以下である厚みを有することを特徴とする、請求項９に記載のツール。
【請求項１９】
前記第２の下位層は、少なくとも０．５μｍ（５００ｎｍ）であるが、１０μｍ（０．０１０ｎｍ）以下である厚みを有することを特徴とする、請求項１０に記載のツール。
【請求項２０】
前記第２の下位層（７ａ、７ｂ）は、少なくとも１μｍ（１０００ｎｍ）であるが、１０μｍ（０．０１０ｎｍ）以下である厚みを有することを特徴とする、請求項１１に記載のツール。
【請求項２１】
前記第２の下位層（７ａ、７ｂ）における窒化物の沈殿は、第２の層（７ａ、７ｂ）がそのそれぞれの表面層（６ａ、６ｂ）に覆われる前に、鋼の鍛錬温度未満の温度にまで加熱される工程を含む、プラズマ窒化と熱処理によって達成されたことを特徴とする、請求項９乃至１２の何れかに記載のツール。
【請求項２２】
一方で窒素元素、酸素元素、及び炭素元素の１以上と、もう一方で１以上の金属元素との間の反応の硬質の生成物を含む、硬質の表面層（６ａ、６ｂ）は、少なくとも１００ｎｍ（ナノメーター）、好ましくは少なくとも２００ｎｍの厚みを有し、前記元素と金属はそれぞれ、プラズマ浸漬イオン注入により表面層に注入されることを特徴とする、請求項１に記載のツール。
【請求項２３】
硬質の表面層は、２００−２０００ｎｍの厚み、好ましくは少なくとも３００ｎｍの厚みを有することを特徴とする、請求項２２に記載のツール。
【請求項２４】
少なくとも２つの金属は、異なる第２の金属よりも著しく軽い、即ち、第２の金属よりも著しく少ない原子数を有する、少なくとも１つの第１の金属を含む、硬質の表面層に注入され、軽い前記第１の金属は、硬質の表面層の外側領域に豊富であり、重い第２の金属は、硬質の表面層の内側領域に豊富であることを特徴とする、請求項２２及び２３の何れかに記載のツール。
【請求項２５】
第１の軽い金属は、ホウ素元素、アルミニウム元素、チタン元素、バナジウム元素、及びクロミウム元素の何れかであり、一方で第２の重い金属は、ジルコニウム元素、ニオブ元素、モリブデン元素、タンタル元素、及びタングステン元素の何れかであることを特徴とする、請求項２４に記載のツール。
【請求項２６】
各領域は、０．１−１μｍの厚みを有することを特徴とする、請求項２４及び２５の何れかに記載のツール。
【請求項２７】
硬質の表面層の間にある、ツールの鋼本体は、沈殿したセメンタイトと非常に小さな炭化物粒子の大きな集合体を含む、主にマルテンサイト構造を有することを特徴とする、請求項１乃至２６の何れかに記載のツール。
【請求項２８】
センメンタイトは、プラズマ浸漬イオン注入の前に沈殿した主要相であり、一方で非常に小さな炭化物粒子の少なくとも大部分は、前記プラズマ浸漬イオン注入中に、保持されたオーステナイトの変形によって沈殿したことを特徴とする、請求項２７に記載のツール。
【請求項２９】
硬化可能な鋼の帯状の本体（５）と、ツールの使用中のツールの作用部分である少なくとも１つの縁部を有する、ドクターブレード及びコーターブレードを含むツールの型に属する、ブレード状ツール（１、２、３、４）を製造する方法であって、該方法は、
冷間圧延され、硬化され、及び５００と７００ＨＶ（ヴィッカーズ硬度）の間の硬度にまで鍛錬される、前記鋼の片の２つの広面を完全に覆う表面層は、一方で窒素元素、酸素元素、及び炭素元素の１以上と、もう一方で前記元素の１以上と反応することが出来る１以上の金属元素との間の反応の硬質の生成物を導入することにより、高硬度を与えられ、
硬質の反応生成物の導入は、プラズマ浸漬イオン注入により実行され、及び、
前記注入が非常に長時間の間行われるので、その浸透深さがプラズマ浸漬イオン注入処理にかかる時間に関連する反応生成物は、少なくとも１００ｎｍ（ナノメーター）、好ましくは少なくとも２００ｎｍの厚みに対応する深さにまで鋼に浸透する
ことを特徴とする、方法。
【請求項３０】
プラズマ浸漬イオン注入のための出発物質が、精錬された、即ち、冷間圧延され、硬化され、及び５００と７００ＨＶの間の硬度にまで鍛錬された片の形態である、低合金の炭素鋼である場合、鋼片は、１３０−１７０℃の温度を有する炉内雰囲気で少なくとも１０時間、プラズマ浸漬イオン注入に曝されることを特徴とする、請求項２９に記載の方法。
【請求項３１】
プラズマ浸漬イオン注入のための出発物質が、冷間圧延され、硬化され、及び５００と７００ＨＶの間の硬度にまで鍛錬された片の形態である、合金ではあるが非ステンレス製の硬化可能な鋼である場合、鋼片は、２００−４００℃の温度を有する炉内雰囲気で少なくとも１０時間、プラズマ浸漬イオン注入に曝されることを特徴とする、請求項２９に記載の方法。
【請求項３２】
プラズマ浸漬イオン注入のための出発物質が、冷間圧延され、硬化され、及び５００と７００ＨＶの間の硬度にまで鍛錬された片の形態である、ステンレス製の硬化可能なクロム鋼である場合、鋼片は、１５０−３００℃の温度を有する炉内雰囲気で少なくとも１０時間、プラズマ浸漬イオン注入に曝されることを特徴とする、請求項３１に記載の方法。
【請求項３３】
前記硬質の表面層（６ａ、６ｂ）の形成前に、ツールは、鋼の鍛錬温度未満の温度でプラズマ窒化に曝され、その表面の下にある鋼の層において窒化物の沈殿を引き起こし、前記表面層はその後、窒化層に覆われ、そこから、硬化及び鍛錬した鋼（５）よりも高いが、表面層より低い硬度を有する第２の下位層（７ａ、７ｂ）を形成することを特徴とする、請求項２９乃至３２の何れかに記載の方法。
【請求項３４】
ツールは、窒素を鋼に更に分散させ、窒化物をより深いレベルにまで沈殿させるのに、十分に高い温度で熱処理に曝されるため、前記下位層（７ａ、７ｂ）は、少なくとも０．１μｍ（１００ｎｍ）、好ましくは少なくとも０．５μｍ（５００ｎｍ）、及び適切なもので少なくとも１μｍ（１０００ｎｍ）の厚みに達するが、ツールの厚みの３０％に満たないことを特徴とする、請求項３３に記載の方法。
【請求項３５】
熱処理は、鋼の鍛錬温度未満の温度で実行されることを特徴とする、請求項３４に記載の方法。
【請求項３６】
前記硬質の表面層（６ａ、６ｂ）の形成前に、ツールは、鋼の鍛錬温度未満の温度でプラズマ窒化に曝され、鋼片の２つの広面の表面の下にある鋼の層において窒化物の沈殿を引き起こし、
前記表面層（６ａ、６ｂ）は、一方で窒素元素、酸素元素、及び炭素元素の１以上と、もう一方で金属バナジウム、金属モリブデン、金属タングステン、金属クロミウム、金属ジルコニウム、金属チタン、金属ホウ素、及び金属アルミニウムの１以上のプラズマ浸漬イオン注入により、窒化層に覆われ、前記元素と金属はそれぞれ、鋼に反応生成物を形成し、及び、
プラズマ浸漬イオン注入が、１３０℃以上ではあるが、鋼の鍛錬温度未満である温度で実行され、プラズマ浸漬イオン注入と同時に窒化層（６）の熱処理を、非常に長時間の間引き起こすので、窒素は鋼に更に拡散して窒化物がより深いレベルにまで沈殿し、その結果、前記下位層（７ａ、７ｂ）は、そこから、少なくとも０．１μｍ（１００ｎｍ）、好ましくは少なくとも０．５μｍ（５００ｎｍ）、及び適切なもので少なくとも１μｍ（１０００ｎｍ）の厚みを得るが、ツールの厚みの３０％に満たない
ことを特徴とする、請求項２９乃至３５の何れかに記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼製の本体と、ツールの使用中のツールの作用部分である少なくとも１つの縁部を有する、平らな帯状のドクターブレード及びコーターブレードを含むツールの型に属する、ブレード状のツールに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
多くの種類のブレード上のツールは、様々な産業応用に利用される。前文で言及したタイプのドクターブレードは、写真版印刷又はダクターローラーから過剰インクを削り取るため、印刷所と捺染所で使用される。製紙業において、上述の種類の鋼片でも作られるコーターブレードは、巻き取り紙上に所望の厚みのコーティング材料の均一な層を残すために、動いている巻き取り紙（ｒｕｎｎｉｎｇ  ｐａｐｅｒ  ｗｅｂ）から過剰なコーティング材料を削り取るため、利用される。更に、巻き取り紙をクレーピングするためのクレーピングドクターブレードも、この文脈で言及されるべきである。これらすべての場合において、高品質の必要条件は、好ましくは鋼片から作られる、利用されたブレード状ツール上で掲げられる。それらは、各分野で使用するために、適切な厚み、幅、長さ及び形状、柔軟性、硬度、及び耐摩耗性を有する必要がある。特に、これらすべての必要条件の組み合わせは、満たすのが難しいとされてきた。
【０００３】
耐摩耗性の重要性は、スウェーデン特許第５１９４６６号にて明らかにされる。この特許文書には、ブレードの耐摩耗性を改善するため、ドクターブレード又はコーティングブレードを、耐摩耗性粒子を含有するニッケル層により電解でコーティングすることが示唆されている。しかし、電解で沈着したニッケル層には、耐摩耗性粒子を保持するよう十分に機能するための、十分な基本的な硬度が無い。このことは、ドクターブレード又はコーターブレードがそれぞれ使用される、印刷所において使用されるインク成分、或いは、製紙業において使用されるコーティング組成物が、酸化アルミニウム、Ａｌ２Ｏ３の摩耗性粒子（ｗｅａｒｉｎｇ  ｐａｒｔｉｃｌｅｓ）を含有する際に、特に真実である。非常に硬いＡｌ２Ｏ３粒子は、ニッケル層を「空洞にし」、ニッケル層から耐摩耗性粒子を「取り除く」。このことは、ツールブレードの作用部分がすぐに擦り切れるという、少なくとも妥当な理由のためである。
【０００４】
米国特許出願公開第２００５１００６７３号において、その形状には十分な剛性があるため、異種の金属イオンを、棒状のドクター要素のオーステナイト表面に直接注入することを含む、ガスプラズマ支援型の処理にさらされる、ドクター要素としてオーステナイトステンレス鋼で作られる棒を使用することも、示唆されてきた。しかし、棒の表面硬度に関わらず、オーステナイト鋼の棒で作られる生成物には、ドクターブレード又はコーターブレードのものと比較可能なドクタリング効率がなく、ツールの作用部分における硬度と優れた耐摩耗性に加えて、適切な柔軟性があり、その柔軟性により、弾性的に同時にではあるが、印刷ローラー又はダクターローラー、或いは作動している巻き取り紙に対する接触の高圧力により、ツールがプレス加工されることが可能になる。
【０００５】
別の先行技術の問題は、いわゆる「バリ」であり、即ち、フレキソ印刷用のグラビア印刷シリンダー及びアニロックスロールに擦り傷又は他の損傷、同様に、「バリ」の材料が緩む場合に、巻き取り紙材料へ欠陥、或いは様々な種類の損傷や欠陥をそれぞれもたらし得る、ツールのトレーリング側に生じる、小さな突起物のことである。
【発明の概要】
【０００６】
先行技術に従うよりも、ブレードツールのドクター型及びコ−ター型の優れたブレード状ツールを提供するために、上記の問題の複雑さに取り組むことが、本発明の目的である。特に、本発明は、修理又はコーティングされるべき対象に対する高い接触圧力によってツールのプレス加工を可能にする、高耐摩耗性を曲げ加工に対する高い剛性に有利に組み合わせる、薄く改善されたブレード状ツールを提供することを、目的とする。このことは、本発明が添付の特許請求項に述べられるものを特徴とする、本明細書において達成され得る。本発明の他の特性、対象、及び利点は、以下の詳細な説明と、開示される達成された結果から明らかとなるであろう。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
以下の本発明の説明において、添付の図面を参照されたい。
【図１】縁が丸いブレード状ツールの形態における、ドクターブレードの既知の特性を示す。
【図１Ａ】一定期間の摩耗後の、図１のツールの周りを囲んだ及び拡大した縁部分の断面図を示す。
【図２】ドクターブレードとコーターブレード用の斜角をつけた縁を備えたブレード状ツールの既知の特性を示す。
【図３】ドクターブレードに適したラメラ先端を備えたブレード状ツールの既知の特性を示す。
【図４】ドクターブレードをクレーピングするための、交差する接地端（ｃｒｏｓｓ  ｇｒｏｕｎｄ  ｅｄｇｅ）を備えたブレード状ツールの既知の特性を示す。
【図５】本発明の第１の実施形態に従った、図１において囲まれたツールの表面領域の、拡大されているが拡大率に従ったものではない概略図を示す。
【図６】図５と同じ様式において、本発明の第２の実施形態に従ったツールの表面領域の拡大図である。
【図７】「バリ」、即ち小さな突起物が形成された、印刷用のドクターブレードを示す。
【図８】本発明に従ったツールの曲げ強度を試験する、単純なデバイスを概略的に示す。
【図９】表面層の下にある、ブレード及びブレードの基礎材料の炭化物が豊富な微細構造の広面の、硬い表面層の断面図を示す、低合金のマルテンサイトの鋼片で作られた、本発明に従ったドクターブレードの断面の走査型電子顕微鏡法によって作成された写真を示す。
【図１０】エネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を利用した、図９に示されるサンプルの基礎材料及び表面層の化学的な特徴を示し、画像Ａは基礎材料のスペクトルを示し、画像Ｂは表面層のスペクトルを示す。
【図１１】１６時間、プラズマ浸漬イオン注入炉において処理された、ステンレス製の、マルテンサイト製の鋼片から作られるツールの表面上で、走査型電子顕微鏡法によって観察された、より軽い層を示し、ここで、得られた表面層は、表面の下に鋼性の基礎材料として同じタイプの炭化物を含有しているが、本体のマルテンサイト構造は含有していないように思われる。
【図１２】同じ炉における処理の３０分後の、表面領域における及び表面の下の基礎材料における、同じタイプの鋼を示す。
【図１３】原子量が異なる金属原子によって衝突された、鋼の表面層が、いかにして２つの区域から成るのかを示す、原子数対比画像であり；外側の暗い区域は、注入されたより軽い打込原子が豊富であり、内側の明るい区域は、より重い原子が豊富である。
【図１４】中合金のツール鋼で作られたドクターブレードのより軽い、硬い表面層と、表面層の下に、ツール鋼の炭化物が豊富なマルテンサイトの微細構造を示す。
【図１５】材料の硬度と剛軟度に起因する、プラズマ浸漬イオン注入工程中に既存の保持されたオーステナイトから恐らく引き起こされる、モリブデンと暗い炭化物が豊富で、バナジウムが豊富な、光移行帯と光炭化物を示す、図１４におけるような同じ工具鋼の原子数対比画像である。
【図１６】プラズマ浸漬イオン注入工程中に既存の保持されたオーステナイトから引き起こされる、マルテンサイトの暗い針、セメンタイトの光ラメラ、及び小さなテンパー炭化物を含有する、典型的なマルテンサイト組織を備えた、図１４と図１５におけるような同じツール鋼の断面の、より従来の微細構造の写真である。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
図１乃至４にその特性が示される、本発明に従った４つのブレード状ツールは、（１）、（２）、（３）、及び４とそれぞれ指定される。ツール（即ち、ドクターブレード、コーターブレード、又は本発明に従った他のツール）の基礎材料として、炭素鋼、低合金の硬化可能な鋼、又はステンレス製の、マルテンサイトクロム鋼の冷間圧延片など、硬化可能な冷延鋼片（ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌｅｄ  ｓｔｒｉｐ  ｓｔｅｅｌ）、例えば、ドクターブレード及び／又はコーターブレードの製造のため、今日慣例的に使用される材料のタイプの何れかが使用される。現在市場で利用可能であり、本発明に従ったブレード状ツールの基礎材料として使用され得る冷間圧延鋼片の大量の型の中に、表１に従った名目上の化学成分が含まれる、「ＢＯＨＬＥＲ−ＵＤＤＥＨＯＬＭ  Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ  Ｓｔｒｉｐ  ＡＢ，  Ｓｗｅｄｅｎ」と「ＳＡＮＤＶＩＫ  ＡＢ，  Ｓｗｅｄｅｎ」により製造された鋼片を参照されたい。
【０００９】
【表１】
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【００１０】
ツール（１）−（４）における鋼には、その硬化された及び鍛練された状態において、５００と６００ＨＮの間の硬度（ヴィッカーズ硬度）がある。ツール（１）−（４）の本体（５）、即ち、ツールの主要部分には、ドクターブレードが懸念される限りは典型的に０．０７と０．４ｍｍの間の厚みがあり、一方でコーターブレードには、典型的に０．３と０．６ｍｍの間の厚みがある。幅は、典型的に約１０乃至１００ｍｍである。長さは、約３乃至４メーターまでであり、又はより例外的な場合において、捺染所のドクターブレードが懸念される限り、１０ｃｍの短さの時もある。
【００１１】
本発明に従って、ブレード状ツールの２つの広面の各々には、図５における表面層（６ａ）と（６ｂ）があり、該表面層は、特定の深さまでではあるが、表面の近くの鋼のマトリックスにおいて沈殿する、高硬度の生成物を含有する。実施形態に従って、ツールの全表面は、非常に硬質であるそのような表面層に覆われる。２つの広面（１０ａ）と（１０ｂ）は、鋼本体（５）に十分に統合される、硬質の表面層（６ａ）（６ｂ）によって覆われ、その結果、２つの広面は高抗張力を持つ。このことは、ツールの本体（５）の適切な硬度と組み合わせて、許容できない程度にまで曲げられている（ｂｅｎｔ−ｄｅｆｌｅｃｔｅｄ）ツール無しに、例えば印刷シリンダーに対する接触の高圧力によりツールの加圧を次々に可能にする、材料の強度の元素科学に従った高い曲げ強度をツールに提供する。鋼本体の広面上の硬い表面（６ａ）（６ｂ）は、縁に対する優れた耐摩耗性を提供するために、ツールの動く縁の所まで及ぶことも、重要である。一方、縁が最初に、広面として同じ硬質の表面層によって覆われることは、重要ではない。図１Ａは、（例えば、図１に従った実施形態の）その最も外側の先端がすり減った時に、作用する縁部分の外観を概略的に示す。ドクターブレード（１）の本体（５）の材料が曝されるが、印刷シリンダーに接触する非常に硬質の表面層（６ａ）と（６ｂ）は、摩耗を減らす。２つの硬質の表面層はまた、印刷シリンダーに対して加圧されるドクターブレードの縁部分が空洞にされるか、又は、材料がバリ（９）（図７に示される現象）を形成するシリンダーにより押し出されるのを防ぐ。バリは、印刷製品の品質を損ない、バリは故に、先行技術に従ったドクターブレードが使用される時、問題となるだけでなく、その問題は、本発明によって排除され得る。
【００１２】
表面層（６ａ）（６ｂ）は、ドクターブレードの基礎材料（即ち、ドクターブレードが、表面層に組み込まれた硬質の生成物から主に作られる鋼片）の構成要素からなる。前記表面層中の硬質の生成物は、本発明に従って、一方で窒素薬剤、酸素薬剤、及び炭素薬剤の１以上と、もう一方で前記薬剤と反応する１以上の反応性金属との間の反応の硬質の生成物から主に成り、前記薬剤と金属はそれぞれ、プラズマ浸漬イオン注入により注入された。プラズマ浸漬イオン注入の分野におけるスウェーデン語の専門用語は、未だに標準化されていない。英語は共通言語であるが、英語もこの分野において専門用語の標準が無い。現在、専門家は、この分野に存在する技術（プラズマ浸漬イオン注入（ＰＨＩ）、プラズマ浸漬イオン注入と堆積（ＰＩＩＩＤ）、金属プラズマ浸漬イオン注入と堆積（ＭｅＰＩＩＩ）、及びその他のものなど）の多くの異なる変形と、特定の頭字語がある前記変形の様々な組み合せを使用する。本発明に従って利用される、この技術についての詳細な情報は、「Ｈａｎｄｂｏｏｋ  ｏｆ  Ｐｌａｓｍａ  Ｉｍｍｅｒｓｉｏｎ  ａｎｄ  Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；  Ｅｄｉｔｅｄ  ｂｙ  Ａｎｄｒｅ  Ａｎｄｅｒｓ」にて見出され得る。ベースはＰＩＩＩ技術であり、それに従い、ワークピース（本発明が懸念される限り、ワークピースは処理される鋼片／ツールである）が真空室内のプラズマ中に直接入れられ、高いパルス負電位に曝される。実際に前記方法を実行すると、ロール形状にある多数の鋼片は、真空室に入れられ、各ロールは、１キロメーター、２キロメーター又はそれ以上の長さの鋼片を含有する。ロールの数は、各々の束において合計１０又は２０のオーダーとなり得る。プラズマシースは、これらすべてのワークピースの各々の周囲に、巻線層の間のロール内にも形成され、その結果、パルス電位は、イオンを片の１つ１つの全表面に衝突させる。このプロセスは要するに、非常に合理的である。この技術の変形の１つを利用することにより、一方で窒素原子、酸素原子、及び／又は炭素原子、並びに、もう一方で金属原子（好ましくは金属バナジウム、金属モリブデン、金属タングステン、金属クロム、金属ジルコニウム、金属チタン、及び金属アルミニウムの１以上）は、ワークピース／鋼片に衝突するためイオン化（即ち、イオンの形成）され、その結果、反応性原子は鋼に注入され、ここで反応性原子は、互いに反応し、及び恐らく、鋼材料に既に存在する反応薬剤にも反応する。
【００１３】
したがって、本発明（図５）に従ったツール（１）（２）（３）（４）の表面層（６ａ）（６ｂ）において、硬質の生成物が形成され、硬質の前記生成物は、例えば、様々な注入された元素間の反応、及び／又は注入された元素と鋼に元から存在する元素との間の反応により生成された生成物（窒化物、炭化物、及び酸化物の形態にある反応生成物などであり、とりわけ例えば、次の窒化チタン（ＴｉＮ）と窒化アルミニウム（Ａ１Ｎ）；炭化バナジウム（ＶＣ）、炭化タングステン（ＷＣ）、炭化モリブデン（Ｍｏ２Ｃ／Ｍｏ６Ｃ）、及び炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）；並びに酸化ジルコニウム（Ｚｒ０２）、酸化アルミニウム（Ａ１２０３）、及び酸化クロムのそれぞれの１以上）を、含み又は含有し得る。混合した炭化物と同様に、例えば、炭窒化チタン及びその他のもの等の炭窒化物の型の混合物も考えられ、且つ、考えられる高硬度の生成物（ｈａｒｄｎｅｓｓ  ｐｒｏｍｏｔｉｎｇ  ｐｒｏｄｕｃｔｓ）のリストに含まれ、それは、残留オーステナイトから形成される新しいマルテンサイト及び／又はフェライトなどの、分離した粒子として又は沈殿した相の複合の凝集体として存在し得る。これに関連して、上記リストは、選択された少数のものだけでなく、本発明に従ってツールの２つの広面上の硬質の表面層に注入される、硬質の硬い反応生成物の制限的な例も含む。
【００１４】
本発明の好ましい実施形態に従って、高硬度である前記生成物を含有する表面層（６ａ）（６ｂ）は、非常に薄い。しかし、表面層には、少なくとも１００ｎｍ（ナノメーター）、好ましくは少なくとも２００ｎｍ、及び最大約２μｍの厚みがある。実行された実験によると、厚みは２００−２０００ｎｍの範囲内にあるものと示された。好ましい厚みは少なくとも３００ｎｍでよい。しかし、非常に小さな厚み寸法を有する物質の層の厚みは、例えばヴィッカーズなどの硬度測定の従来の方法によって、あまり測定されることは無い。しかし、本発明のツール及び慣例的に製造されたツールの曲げ強度の比較研究により、硬度についての認識を得ることが、可能である。図８は、このような研究に使用される簡単なデバイス（１２）を概略的に示し、それは、本発明に従って達成された曲げ強度の改善の、明白で確かな証明を提供する。これらの結果はまた、ドクターブレード及び／又はコーターブレードの使用に基づく技術における、重要な進歩を示唆する。曲げ強度の改善は、フィールド試験により証明されたツールの耐摩耗性の顕著な改善と組み合わせられる時、特に著しい。本発明に従った帯状ツールの曲げ強度が、デバイス（１２）により試験されると、片の面体（１３）の第１の縁部（１４）は、ホルダー（１６）にあるスロット（１５）に入れられ、その結果、前記第１の縁部（１４）よりも長い、対向する第２の縁部（１７）が上に突き出る。操作者はその後、図面において概略的に示されるように、試験片が跳ね返るのを可能にする矢印によって示されるように、手動力によって適切に停止部（ｓｔｏｐ）へと第２の縁部を折り曲げる。スプリングバックの程度は、曲げ強度の測定である。
【００１５】
進行した顕微鏡法により表面層の構造と厚みの画像、ある程度まではその組成物の画像、及び幾つかの場合において、注入された硬質の生成物の異なる含量を有する領域におけるその成層の画像を作ることも、可能である。
【００１６】
さらに、エネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）により、表面層（６ａ）（６ｂ）の化学的特徴、及び基礎材料（即ち、本体（５））の化学的特徴を作ることが、可能であった。
【００１７】
本発明の案出された開発に従って、図６には、前記高硬度の粒子を含む、非常に硬いと同時に非常に薄い表面層（６ａ）（６ｂ）と、本体の基礎材料よりも硬いが、表面層ほどは硬くなく、しかし表面層よりは恐らく厚い下位層（７ａ）（７ｂ）が下に存在する。より具体的に、下位層（７ａ）（７ｂ）は、窒素処理した層（即ち、窒化物の高含量を含む鋼の層（即ち、鋼合金に存在し得る金属を形成する、窒素と窒化物の化合物））として特徴化され得る。これらの層は、炭素、窒素、及び／又は酸素と組み合わせて表面層（６ａ）（６ｂ）において高硬度の生成物を形成する金属／その複数の金属のプラズマ浸漬イオン注入の前に設置される。より具体的に、本発明の案出された開発に従って窒素処理した層（７ａ）（７ｂ）は、前記高硬度の生成物を含む非常に薄い表面層が後のプロセスにおいて設置される前に、鋼の鍛錬温度よりも低い温度で、ツールの表面層における窒素のプラズマ浸漬イオン注入により、設置される。しかし、窒素は、そうした類の低温処理中に任意の非常に深いところまで浸透しないが、より高い温度（鋼の鍛錬温度よりは低い）での熱の後処理により、窒素は、より深く鋼に拡散され得る。拡散は、クロム、モリブデン、チタン、ジルコニウム、バナジウム及び／又はタングステン、及びその他のものなどの金属を形成する窒化物の高含量を有する鋼片を使用することによって促進され得、ここで、窒素は、約３００℃の温度で既に、少なくとも０．１μｍ、好ましくは少なくとも０．５μｍ（５００ｎｍ）の深さに拡散する。約５００℃未満でない鍛錬温度を有する鋼の選択によって、４８０℃の温度までの熱処理は、更に大きな深さまで、及びどの場合も少なくとも１μｍであるが１０μｍ以下までであり、望まれる場合、片の厚みの最大３０％まで、窒素を拡散することを促進するために、考えられることが出来、そこからまた、より効果的に鋼に金属窒化物を沈殿させる。それ故、硬化した窒化物の層（７ａ）（７ｂ）において、硬度は、５００−７００ＨＶの基礎材料の硬度を超えて、別の１００−２５００ＨＶ−ユニット（Ｈａｒｄｎｅｓｓ  Ｖｉｃｋｅｒｓ  ｕｎｉｔｓ）により増加され得る。しかし、鋼にうまく拡散した窒素の量が、拡散の方向において益々低くなるため、窒化層は、表面層から数えられる硬度の勾配を示す。しかし、窒化層の少なくとも１つの領域において、硬度は、合計１０００と３０００ＨＶの間になる。これに関連して、非常に薄いツール（１）（２）（３）（４）があまりに脆くなるということが生じるため、片の厚みの３０％よりも厚い窒化層は所望されないということが、言及される。
【００１８】
現在、高硬度の生成物は、窒素、炭素、及び／又は酸素と共に１以上の金属のプラズマ浸漬イオン注入により、窒化し、且つ沈殿硬化した（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  ｈａｒｄｅｎｅｄ）層（７ａ）（７ｂ）の最外表面層に設置され、その結果、高硬度の生成物が、前述のように形成される。図６は、複数工程の処理の結果を概略的に示す。最初に窒素硬化した層の一部を形成する薄い表面層（６ａ）（６ｂ）において、Ｍｅ−窒化物、酸化物、及び／又は炭化物の形態にある、現在非常に硬質の粒子は、沈殿され、Ｍｅは、金属を形成する窒化物、酸化物、及び／又は炭化物を表わす。表面層（６ａ）（６ｂ）の下に、前記層（７ａ）（７ｂ）があり、それぞれ、少なくとも０．１μｍ（１００ｎｍ）、好ましくは少なくとも０．５μｍ（５００ｎｍ）、及び適切なもので少なくとも１μｍ（１０００ｎｍ）の厚みを有するが、片の厚みの３０％以下であり、前記層に更なる硬度を許容する型及び量である、沈殿した窒化物を含有し、その結果、少なくとも層の領域におけるものは、１０００と３０００ＨＶの間の硬度を得る。上述のもの等の窒化には、２つの所望の効果がある。第１に、窒化は、硬度をまた更に増すために後の工程において層（６ａ’）（６ｂ’）に注入される粒子の、比較的硬いマトリクスの形成に寄与し、その中で、硬質の粒子の硬質のマトリクスは、より安全に確保される。第２に、非常に薄い表面層（６ａ’）（６ｂ’）の下にある、窒化した比較的厚い層（７ａ）（７ｂ）は、後者のための支持部を形成する。通常、非常に硬質で非常に薄い表面層には、それらが薄い膜のように十分に柔らかい下層に直接乗っている場合、傷つけられるという危険性がある。本発明に記載された実施形態に従って、非常に硬いが薄い表面層（６ａ’）（６ｂ’）は、前記危険性を減らす、あまり硬くは無いが厚い層（７ａ）（７ｂ）のそれぞれによって、支持される。そして、窒化層（７ａ）（７ｂ）の下に、５００と７００ＨＶの硬度に鍛錬される鋼材料（５）がある。
【００１９】
本発明の案出された開発に従って、窒化層（７ａ）（７ｂ）の熱処理は、表面層（６ａ’）（６ｂ’）が適用される前には実行されない。代わりに、表面層（６ａ’）（６ｂ’）のプラズマ浸漬イオン注入が、鋼の鍛錬温度に近いがそれ未満である高温で、非常に長い時間の間、実行されるので、鋼への窒素の所望の拡散は、この相の間に達成される。この実施形態の変形に従って、窒化層の熱処理は、表面層（６ａ’）（６ｂ’）が適用される前に実行され、そのすぐ後に、追加の熱処理を、高温で、表面層（６ａ’）（６ｂ’）のプラズマ浸漬イオン注入中に行う。
【００２０】
本発明のまた別の開発した形態は、例えば、鋼が残留オーステナイトの相当量を含有するため、鋼片が、第２の炭化物の沈殿を可能にするタイプである場合に、適用可能である。慣例的に、冷間圧延鋼片は、連続工程において硬化及び鍛練され、前記連続工程は、硬化と鍛練後に、鋼片の幾つかのタイプに、残留オーステナイトの特定の量を含ませ得る。表１に記載される、鋼種のＳａｎｐｒｉｎｔ（ＳＡＮＤＶＩＫ）とＵｄｄｅｈｏｌｍ  Ｈｏｔｖａｒは、残留オーステナイトの少なくとも一部が、第２の炭化物及び新しく形成されたマルテンサイトに変形する間に、操作可能な第２の鍛錬中に、第２の炭化物の沈殿を行い得る、鋼のこの型の例である。このことは、以下の手順の何れかに従った、本発明の開発された前記形態に適用され、即ち：
ａ）窒化は、第２の炭化物の沈殿及び新しく形成された微細なマルテンサイトの形成を含む、鋼の第２の鍛錬を提供する温度でのプラズマ窒化により実行され、窒素の鋼片への拡散と同時に、窒化物が沈殿し、又は
ｂ）プラズマ窒化による窒化は、ａ）に従って第２の鍛錬を提供する温度ではあるが低い温度で実行されず、一方で、代わりに、表面層（６ａ’）（６ｂ’）の後のプラズマ浸漬イオン注入は、第２の炭化物の沈殿と新しく形成されたマルテンサイトの形成を含む、鋼の第２の鍛錬を提供する温度で実行され、窒素の鋼片への拡散と同時に、窒化物が沈殿し、又は
ｃ）窒化は、第２の炭化物の沈殿及び新しく形成された微細なマルテンサイトの形成を含む、鋼の幾つかではあるが完全ではない第２の鍛錬を提供する温度でのイオン窒化により実行され、窒素の鋼片への拡散と同時に、窒化物がａ）に従って沈殿され、表面層（６ａ’）（６ｂ’）の後のプラズマ浸漬イオン注入は、第２の炭化物の沈殿と新しく形成されたマルテンサイトの形成を含む、鋼の補足的であり、その後本質的に完全になる第２の鍛錬を提供する温度で実行され、同時に、この相の間の窒素が鋼片に拡散し得ると同時に、窒化物が沈殿され得る。
【００２１】
適用される上述の手順を問わず、鋼の結晶粒粗大化が中和される、陽性の副作用が得られる。
【００２２】
また別の案出された開発に従って、硬質の表面層（図５において（６ａ）（６ｂ）、又は図６において（６ａ’）（６ｂ’））は、スライディング層（ｓｌｉｄｉｎｇ  ｌａｙｅｒ）によりコーティングされ得、該スライディング層は、ローラー（ドクターブレード／コーターブレードが、例えば、任意の既知の技術に従って電解で適用され得るモリブデン層、又はテフロン（登録商標）の層（ＰＴＦＥ）に対して加圧されることに一致する円柱）に対する摩擦を減らす。
【００２３】
以下において、本発明の幾つかの実施例が記載され、達成された結果は、実行された本発明のドクターブレードの幾つかの実施形態の試験から報告される。
【実施例】
【００２４】
〈実施例１〉
この実施例において、表１に述べられる名目上の化学成分を有する等級  Ｓａｎｄｖｉｋ  ２０Ｃ２である、低合金の、冷間圧延した、硬化した、及び鍛練した鋼片を、使用した。片の厚みは０．２０ｍｍであった。片は、図３に従った特性を与えられた（ｇｒｏｕｎｄ）。１０のロール（１０００メーターの長さの片を含む各ロール）を、真空プラズマ注入及び凝縮炉（Ｃｏｎｄｅｎｓａｔｉｏｎ  Ｆｕｒｎａｃｅ）に入れられた排気筒を形成するために、配置する。この炉において、ワークピース（即ち、ストリップ材料）を、イオン注入と、プラズマ相（Ｐｌａｓｍａｐｈａｓｅ）中のイオン負荷（Ｉｏｎ  Ｄｉｓｃｈａｒｇｉｎｇ）による縮合を通じて、表面処理に曝した。炉内の処理のため、以下のパラメーターを適用する：
【００２５】
【表２】
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【００２６】
表面処理したストリップ材料のサンプルの微細構造を、走査電子顕微鏡により研究した。図９は、大きく拡大された含量を示す。軽い材料（ａ）は、表面層であり（概略図である図５において（６ａ）と（６ｂ）として示される）、その厚みは、約３５０ｎｍと測定される。識別されていないタイプの大きな炭化鉄と小さな炭化鉄を含む、（図５において（５）と示される）基礎材料（ｂ）の微細構造は、表面層の下で目に見える。基盤（即ち、基礎材料又は本体（５））の硬度は、５９５ＨＶと測定された。
【００２７】
図１０Ａの基礎材料と、図１０Ｂの表面層の化学的な特徴づけを、入ってくるＸ線の量子のエネルギーを測定することによって異なる要素の存在を示す、エネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって決定した。調査の結果を、ピークの区域が異なる元素の量に関連する、スペクトルとして視覚化する。両方のスペクトルにおいて、基礎材料の鉄元素、クロム元素、マンガン元素、及びシリコン元素が、大半を占める。しかし、試験が基礎元素の非常に高い含量を示す理由は、表面層の薄さのため、下位層が試験に影響を及ぼしたことが避けられ得るということである。しかし、表面層の右手の画像Ｂにおいて、基礎材料に存在する要素に加え、注入したドーピング金属モリブデン及びバナジウムの著しい量、並びに注入したクロムの増加した量も存在する。故に試験は、表面層が、この元素に関して豊富であって、表面層において、非常に小さな炭化物、窒化物、及び／又は炭窒化物を形成するために炭素及び／又は窒素と組み合わせられ、その存在は、走査型電子顕微鏡法によって検出できなかったことを示す。しかし、間接的に、これら硬質の生成物の存在は、達成された、ツールの耐摩耗性の著しい増加を通じて、記録され得る。
【００２８】
故に、上記の鋼種の表面処理したストリップ材料の本発明に従って作られるドクターブレードを、２２０の線／ｃｍの線密度に刻まれるレーザー光線であった、セラミックインクを移動させるプレートシリンダを備えたフレキソ印刷機械における、相対的なフィールド試験に曝した。プレートシリンダが、約２．２ｘ１０６の延メーター（２２０００００メーター）に対応する本発明に従ったドクターブレードに対する距離を回転した時、ドクターブレードは、印刷所において妥当であった基準に従って磨滅すると考えられた。従来の慣例に従って（即ち、冷間圧延、硬化、及び鍛錬を含む方法で）製造される、同じ鋼種のドクターブレードは通常、同じ印刷所における、同じインクを使用する、同じ印刷機において、約２０００００延メーターに対応する耐用寿命を有する。故に、本発明のドクターブレードにより、動作寿命のスパンを１１回に延ばし、ツールの耐摩耗性の劇的な改善を立証する。
【００２９】
〈実施例２〉
この場合、等級Ｓａｎｄｖｉｋ  １３Ｃ２６であるが、表１；０．３  Ｓｉと０．５５  Ｍｎに従うものよりもいくらか低い、シリコンとマンガンの含量を含む、ステンレス製のマルテンサイトのクロム鋼を使用した。前処理は、前述の例；０．２ｍｍの厚みまでの冷間圧延、硬化、鍛錬、及び図３に示される特性への粉砕と同じであった。この材料はまた、その後、炉内の処理に適用されている以下のパラメーターを備えた前述の例におけるものと同じ炉内にて、プラズマ浸漬イオン注入に曝された。
【００３０】
【表３】
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【００３１】
目的は、ドクターブレードのスプリングバック容量に関して達成された弾力性を参照して、ストリップ材料の処理の持続時間の重要性を評価することであった。図８を参照して上述された曲げ試験は、処理の持続時間の重要性についての認識を得るのに適切で相対的な方法であると、判断された。片の第１のバッチ、試験Ａは、故に１６時間試験され、一方で同じ種類の片の第２のバッチ、試験Ｂは、３０時間試験されたが、他の点では第１のバッチと同じ形態である。曲げ試験に曝された時、第１のバッチＡからの試験片は、約８５度、Ｅｘ２Ａの不変の角度に跳ね上がり、一方で第２のバッチＢからの試験片は、約１２０度、Ｅｘ２Ｂの不変の角度に跳ね上がった。任意のプラズマ浸漬イオン注入に曝されなかった、出発材料（即ち、同じタイプの標準のドクターブレードの材料）は、図８において、ほんの約６３度、Ｅｘ２Ｎにまでしか跳ね上がらなかった。この簡単な試験は、故に、本発明に従ったツール材料が、改善された曲げ強度だけでなく、延性が、形状が変わる時のひび割れから強度と自由を保持する能力であると定義される場合、従来の材料と比較すると、優れた延性も有することを示す。
【００３２】
この試験はまた、処置の持続時間の延長、及び恐らくはそれによるドクターブレード材料における硬質の生成物の量の増加は、帯状のドクターブレードにとても重要な特徴（即ち、適切な柔軟性と延性を組み合わせた、高い曲げ強度）の著しい改善を与えることを実証する。
【００３３】
２つの材料はまた、走査電子顕微鏡により、及びエネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）により研究された。（プラズマ浸漬イオン注入の炉における処理のそれぞれ１６及び３０時間後の）顕微鏡写真画像、図１１と図１２が作られ、その結果、表面層の頂部にある試験片の表面が見られる。暗い部分は、基礎材料（即ち、表面層の下にあるツール本体における鋼）を表わす。そこでは、特に図１１において、より大きなクロム炭化物とより小さな確認できない炭化物を備えた、基礎材料／本体におけるステンレス鋼の典型的な微細構造をはっきりと見ることが出来る。処理の１６及び３０時間後の厚みは、それぞれ約３２０ｎｍと５９０ｎｍであると測定された。ＥＤＳ分析は、実施例１におけるように同じ情報、即ち、表面層にはＭｏ、Ｖ、及びＣｒが豊富であることを与えた。基礎材料（本体（５））の硬度は、処理の３０時間後と同様に、１６時間後は５８０ＨＶであると測定された。
【００３４】
表面層の微細構造は、走査型電子顕微鏡法によって測定されないが、原子数対比画像（ａｔｏｍｉｃ  ｎｕｍｂｅｒ  ｃｏｎｔｒａｓｔ  ｉｍａｇｉｎｇ）を適用すると、図１３の画像に上向き矢印によって示される、最も遠い層は、暗くなる。このことは、外側層がより低い原子量を有し、軽い原子Ｔｉ及びＶ、即ち、ドーピング金属チタン及びバナジウムが、炭化物の形態にある層において豊富であったことを次々に意味する。暗い層の下には、より明るく、下向き矢印によって示される推移帯が、識別され得る。このことは、この領域が、より重いドーピング金属モリブデンで豊富であり、その場合恐らく、Ｍ６Ｃ−炭化物及び／又は−窒化物の形態であることを示し得ると、仮定される。これら仮定が真実であれば、成層は、とりわけ極端に硬質な炭化チタン及び／又は窒化チタンを含有する、外側の非常に硬質の層と、あまり極端に硬質ではない炭化モリブデン及び／又は窒化モリブデンを含有する、内部の硬質ではない領域が確立されたことを暗示する。要するに、既に表面層において、望ましい効果である硬度の段階的縮小又は段階的減少（ｐｈａｓｉｎｇ  ｏｕｔ）と称することが出来るものが存在し得る。
【００３５】
〈実施例３〉
この場合、ドクターブレードの材料として、重量％における次の名目上の組成物：０．５５  Ｃ、１．０  Ｓｉ、０．７５  Ｍｎ、２．６  Ｃｒ、２．２５  Ｍｏ、０．８５  Ｖ、鉄バランス及び通常存在する不純物を備えた、合金ではあるがステンレスではない、冷間圧延の、硬化した、及び鍛練した、帯状のツールの鋼を使用した。また、この片材料は、０．２ｍｍの厚みを有し、実施例１と２におけるように、図３において同じ特性が与えられた。材料は、実施例１におけるように、同じ炉内で、同じ圧力で、同じ期間、同じ頻度で、及び同じガス（Ｎ２）により処理されたが、温度はより高くて４００℃であり、ドーピング金属として、この場合、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、及びＢが使用された。処理によって、約３８０ｎｍの厚みの表面層；図１４における軽い層を設置した。また、層の表面は、画像上で確認できる。層の下には、ツール鋼の炭化物が豊富な微細構造が、目に見える。
【００３６】
図１５は、処理した鋼の原子数対比画像を示す。画像上に、平均の原子数が少ないため、光の推移帯と、画像上では白い丸い粒子の形態にあるＭ６Ｃ型のモリブデンが豊富な炭化物と、画像上では暗いＭＣ型のバナジウムが豊富な炭化物を見ることが出来る。
【００３７】
図１６は、典型的にマルテンサイト構造を有する、基礎材料の断面を示す。マルテンサイト（Ｍａ）の針に隣接して、鋼の鍛錬中に沈殿されるセメンタイト（Ｃｅ）と、プラズマ浸漬イオン注入中に存在する残留オーステナイトから沈殿される小さな鍛錬の炭化物Ｘのラメラがある。
【００３８】
〈実施例４〉
この実施例の目的は、本発明の好ましい実施形態に従ってプラズマ浸漬イオン注入を行うことの重要性を示すことであり、そこで、第１の工程における処理が、炉内で窒素により行われるが任意のドーピング金属によっては行われず、一方で第二の工程においては、ドーピング金属も使用される。
【００３９】
合金であるがステンレス製ではないツールの鋼の同じ型を、実施例３におけるように使用した。ストリップ材料の前処理も、同じであった；冷間圧延、硬化、及び鍛練。そのように前処理された片を、２つの工程において、前述の実施例に従ったものと同じ炉内で、プラズマ浸漬イオン注入処理に曝した。２つの工程において、炉内の処理のための以下のパラメーターを適用した：
【００４０】
【表４】
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【００４１】
前述された試験と同じ方法で実行された曲げ試験において、試験サンプルは、図８において１４０度、Ｅｘ４に跳ね上がった。冷間圧延、硬化、及び鍛練した状態にあるが、プラズマ浸漬イオン注入に曝されていない、同じ鋼種の試験サンプルは、図８において１００度、Ｅｘ４Ｎに跳ね上がった。２つの工程の処理は故に、試験した材料の最良の弾力性を有する材料を提供するが、一方でこのツールの鋼のサンプルは、その標準の状態、Ｅｘ４Ｎにおいて既に、比較的優れた曲げ強度を有していた。剛軟度の最大の改善を、ステンレス鋼の長期の処理によって得た（Ｅｘ２Ｂ、図８）。
【００４２】
これに関連して、どんな場合にも、割れ目が、フィールド試験と曲げ試験の何れにも関係なく、本発明に従ったツールの硬い表面層内で観察されたことも、明示すべきである。表面層において、故に高い高度は、優れた靱性と組み合わせられる。高い硬度は、表面層に提供された硬質の生成物に起因する一方で、本発明を任意の特定の理論に組み合わせることなく、表面層の優れた靭性は、表面層が元の基盤材料に統合されるという事実、エネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）研究の結果により支持される意見だけでなく、硬度が、高圧が集中し得る急激な工程無しで、ツールの広表面のさらに外側から中心に向かって上手く減少するためであることにも依存する。
【００４３】
要約すると、多くの結論は、異なる化学成分の鋼片を利用する、本発明に従った多くの異なるツール材料の製造の経験から、及び以下のような製造された材料の多くの試験から抽出され得、即ち：
硬質の表面層が、所望の硬度、耐摩耗性、曲げ強度、及び延性の達成のため、一方で窒素、酸素、及び炭素の要素の１以上と、もう一方で前記要素と反応し得る１以上の金属の間の反応の硬質の生成物を含み、前記要素と金属は、プラズマ浸漬イオン注入により鋼片の表面層に注入され、及び
硬質の表面層が、少なくとも１００ｎｍ（ナノメーター）、好ましくは少なくとも２００ｎｍ、及び適切なもので少なくとも３００ｎｍの厚みを有する。経験はまた、厚みが２０００ｎｍほどの大きさであることを示す。
【図１−４】
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【図１Ａ】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０Ａ】
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【図１０Ｂ】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【国際調査報告】
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