(57)【要約】【課題】本発明の目的は、表面に滑り傷等が生じることがなく、高品質のマグネシウム合金成形品を成形する技術を提供することを目的とする。【解決手段】超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層と、ダイヤモンドライクカーボン層とが順次積層されてなるマグネシウム合金成形用金型において、前記基材を構成する超硬合金として、平均粒径0.3〜2.6μmのWC（タングステンカーバイト）を硬質相として含有するものを採用する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層と、ダイヤモンドライクカーボン層とが順次積層されてなるマグネシウム合金成形用金型であって、前記超硬合金が、平均粒径0.3〜2.6μmのWCを硬質相として含有するものである、ことを特徴とするマグネシウム合金成形用金型。
【請求項２】
前記Ｃ注入層の厚さが10〜200ｎｍであり、前記ダイヤモンドライクカーボン層の厚さが500〜5000ｎｍである、請求項１に記載のマグネシウム合金成形用金型。
【請求項３】
マグネシウム合金成形用金型の製造方法であって、
平均粒径0.3〜2.6μmのWCを硬質相として含有する超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層を形成する第１工程、及び
第１工程で形成されたＣ注入層の上に、ダイヤモンドライクカーボン層を形成する第２工程
を含有することを特徴とする、前記製造方法。
【請求項４】
請求項１に記載のマグネシウム合金成形用金型を用いて、マグネシウム合金をプレス成形することを特徴とする、マグネシウム合金の成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高品質なマグネシウム合金成形品の成形加工が可能で、耐久性に優れたマグネシウム合金成形用金型、及びその製造方法に関する。更に、本発明は、前記マグネシウム合金成形用金型を用いて、マグネシウム合金をプレス成形する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウム合金は、軽量で剛性が高く、リサイクル性も良いことから、携帯電話、携帯情報端末、MD/CD機器、ノート型パソコン等の情報家電に広く使用されている。
【０００３】
マグネシウム合金の成形には、マグネシウム合金をあらかじめ薄板に圧延加工して、これをプレス成形により成形するプレス成形法が採用されている。従来、マグネシウム合金のプレス成形には、成形用金型として、プリハードン系の構造用炭素鋼、合金工具鋼、高速度工具、特殊ステンレス鋼、超硬合金材等が使用されている。しかしながら、従来の成形用金型を用いたプレス成形では、(1)マグネシウム合金の圧延特性や深絞り特性が不十分になる、(2)肉厚が薄いものを加工できない、(3)成形品の表面に絞り傷が入る、(4)耐摩耗性に乏しく工業的生産に不向きである等の問題点があった。このような従来のマグネシウム合金成形用金型の問題点を改善する技術として、カーボンイオン層で表面が被覆された金型が報告されている（例えば、特許文献１参照）。
【０００４】
しかしながら、高品質で安価な製品に対する現代社会の追求は止まることを知らず、これに近年の技術の急速な進歩が相俟って、より安価で高品質なマグネシウム合金を成形する技術の開発が望まれている。
【特許文献１】特開２００４−３１５８７６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
そこで、本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決することである。即ち、本発明は、表面に滑り傷等が生じることがなく、高品質のマグネシウム合金成形品をプレス成形する技術を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者は、上記課題を解決するために、鋭意検討を行ったところ、超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層と、ダイヤモンドライクカーボン層（以下、ＤＬＣ層と表記する）とが順次積層されてなるマグネシウム合金成形用金型において、前記基材を構成する超硬合金として、平均粒径0.3〜2.6μmのWC（タングステンカーバイト）を硬質相として含有するものを採用することによって、高品質のマグネシウム合金成形品を成形でき、しかも耐摩耗性の点でも優れていることを見出した。本発明は、このような知見に基づいて更に改良を重ねることにより完成したものである。
【０００７】
即ち、本発明は、下記に掲げるマグネシウム合金成形用金型及びマグネシウム合金の成形方法である：
項１．  超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層と、ＤＬＣ層とが順次積層されてなるマグネシウム合金成形用金型であって、前記超硬合金が、平均粒径0.3〜2.6μmのWCを硬質相として含有するものである、ことを特徴とするマグネシウム合金成形用金型。
項２．  前記Ｃ注入層の厚さが10〜200ｎｍであり、前記ダイヤモンドライクカーボン層の厚さが500〜5000ｎｍである、項１に記載のマグネシウム合金成形用金型。
項３．  マグネシウム合金成形用金型の製造方法であって、
平均粒径0.3〜2.6μmのWCを硬質相として含有する超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層を形成する第１工程、及び
第１工程で形成されたＣ注入層の上に、ダイヤモンドライクカーボン層を形成する第２工程
を含有することを特徴とする、前記製造方法。
項４．  項１に記載のマグネシウム合金成形用金型を用いて、マグネシウム合金をプレス成形することを特徴とする、マグネシウム合金の成形方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明のマグネシウム合金成形用金型によれば、表面に滑り傷等を生じさせることがなく、高品質のマグネシウム合金成形品をプレス成形することができる。また、本発明のマグネシウム合金成形用金型は、肉厚が薄いマグネシウム合金であっても、成形加工を容易に行うことが可能になるという利点をも有している。特に、本発明のマグネシウム合金成形用金型は、耐摩耗性の点でも顕著に優れており、１万ショット後でも、絞り傷等がない高品質の成形品を製造することができるので、工業上の実用的価値が極めて高いといえる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
本発明のマグネシウム合金成形用金型は、超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層と、ＤＬＣ層とが順次積層されてなり、更に、前記超硬合金が、特定の平均粒径のWCを硬質相として含有するものであることを特徴とするものである。
【００１０】
本発明の成形用金型において基材として、平均粒径0.3〜2.6μmのWCを硬質相として含有する超硬合金を用いる。WCの平均粒子径として、好ましくは1.0〜2.0μm、特に好ましくは１μｍ程度が挙げられる。このような粒径のWCを含む超硬合金を使用することによって、耐摩耗性を一層良好にして、絞り傷等のない高品質の成形品を成形することが可能になる。
【００１１】
本発明において、超硬合金中のWCの平均粒子径は、以下の方法に従って測定される値である：
１．まず、測定対象となる超硬合金の組織写真（走査顕微鏡による５０００倍の写真、又は光学顕微鏡による１００倍の写真とする）を適当に当分するための直交する縦横の線分を引く。
２．その写真中の全粒子数を数える。但し、１０００個以上とする（数枚の写真となることもある）。
３．上記１．で引いた線分上の粒子の数を、縦横各々別々に数える。
４．下記式に従って、平均粒子径を算出する。
【００１２】
【数１】
2008093686.tif 000002
【００１３】
本発明に使用される超硬合金において、WCの配合割合としては、超硬合金としての特性を備えうる範囲において特に制限されないが、例えば、超硬合金の総量当たり、WCが８０〜９５重量％、好ましくは８５〜９５重量％前後となる割合が例示される。
【００１４】
また、本発明に使用される超硬合金は、結合相としてＣｏを含むが、Ｃｏ以外に、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａを含んでいてもよい。また、当該結合相には、その他に、不可避的不純物を含んでいてもよい。本発明において、超硬合金の結合相として、好ましくは、不可避的不純物を除いてＣｏのみからなるものが挙げられる。
【００１５】
本発明に使用される超硬合金において、結合相の配合割合としては、超硬合金としての特性を備え得る範囲において特に制限されないが、例えば、超硬合金の総量当たり、結合相が５〜２０重量％、好ましくは10重量％前後が例示される。
【００１６】
上記特徴を備える超硬合金は、例えば、FUJILLOY（登録商標）の材種「Ｄ５０」として入手可能であり、簡便には当該「Ｄ５０」を使用することもできる。
【００１７】
なお、本発明で使用される超硬合金は、後述するＣ注入層を形成する前に、以下に示す前処理を行っておくことが望ましい。即ち、超硬合金に放電加工することにより、超硬合金上に、酸化皮膜及び白層から構成される加工変質層が形成される。次いで、当該加工変質層を除去し、磨き加工を行う。
【００１８】
本発明の成形用金型には、上記超硬合金からなる基材に、カーボンイオンが注入されてなるＣ注入層が形成されている。
【００１９】
上記超硬合金上にＣ注入層を形成させるには、プラズマベースイオン注入・成膜法によって、カーボンイオンを上記超硬合金に注入すればよい。具体的には、真空チャンバー内で炭素を含むガスをイオン化することによりカーボンイオンを生じさせ、この中に超硬合金を晒し、該超硬合金に高圧負パルスを印加して、カーボンイオンを該超硬合金表面に注入することによって、Ｃ注入層を上記超硬合金上に形成することができる。
【００２０】
ここで、炭素を含むガスとしては、ハロゲン原子で置換されていてもよい炭化水素を含むガス、より具体的には、メタン、アセチレン、ベンゼン、トルエン、シクロヘキサノン、クロロベンゼン、二フッ化炭素、四フッ化炭素等を含むガスが例示される。Ｃ注入層の形成において、上記炭素を含むガスは、アルゴンガスや窒素ガス等の不活性ガスと混合して、真空チャンバー内に供給してもよい。
【００２１】
プラズマベースイオン注入・成膜法によりＣ注入層を超硬合金表面に形成させる条件は、Ｃ注入層の厚み、使用する炭素を含むガスの種類、超硬合金の種類等に応じて適宜設定できる。より具体的には、超硬合金を炭素イオン注入装置のチャンバー内に入れて下記の条件で高圧負パルスを印加する方法が例示される：
注入温度：室温〜400℃程度
注入時間：30〜180分程度
注入エネルギー：10〜20keV程度
【００２２】
本発明の成形用金型において、上記Ｃ注入層の厚みとしては特に制限されないが、優れた耐摩耗性を備えさせるという観点から、好ましくは１０〜２００ｎｍ、更に好ましくは５０〜２００ｎｍ程度、特に好ましくは１００ｎｍ程度が例示される。
【００２３】
本発明の成形用金型は、上記Ｃ注入層の上に、直接ＤＬＣ層を積層させてもよいが、必要に応じて、Ｃ注入層とＤＬＣ層との接着強度を高めたりするために、これらの層間に、適当な中間層（例えば、100nm程度の厚さの中間層）を設けてもよい。このような中間層の形成は、当該技術分野で公知の方法に従って実施される。
【００２４】
そして更に、本発明の成形用金型は、上記Ｃ注入層の上に、ＤＬＣ層が形成されている。当該ＤＬＣ層の表面は、本発明の成形用金型の最外面に相当し、マグネシウム合金の成形において、マグネシウム合金と直接的に接触する面を構成する。当該ＤＬＣ層の形成は、例えば、ＰＶＤ法（好適にはイオンプレーティング或いはスパッタリング）等の公知のプロセスに従って実施される。
【００２５】
本発明の成形用金型において、当該ＤＬＣ層の厚みは、Ｍｇ合金成形物の形状等に応じて適宜設定されるが、好ましくは500〜5000ｎｍ、更に好ましくは1000〜4000ｎｍが例示される。
【００２６】
本発明の成形用金型は、マグネシウム合金のプレス成形に使用されるものである。本発明の成形用金型が適用されるマグネシウム合金については、特に限定されることはないが、例えば、マグネシウムが少なくとも95重量％以上含まれている合金の成形に好適に使用される。
【００２７】
本発明の成形用金型を用いてマグネシウム合金の成形を行うには、例えば、0.5〜1.0ｍｍ程度の厚さに圧延加工されたマグネシウム合金を150〜300℃に加熱した状態で、適当な圧力を加えることによりプレス加工を実施すればよい。
【実施例】
【００２８】
以下、実施例を挙げて、本発明を説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
実施例１
基材である超硬合金として、FUJILLOY（登録商標）の材種「Ｄ５０」（WC平均粒径1.0〜2.0μｍ；170×110×10mm）を用い、以下の方法に従って、Ｍｇ合金成形用金型を製造した。なお、参考のために、当該超硬合金「Ｄ５０」の走査型電子顕微鏡画像とWCの粒度分布を図１に示す。
【００２９】
上記基材に対して放電加工を行い、基材上に加工変質層（酸化被膜及び白層）を形成させた。次いで、この加工変質層をブラシで除去した後、更に１μｍ程度の磨き加工を行うことにより、基材の前処理を実施した。
【００３０】
上記の基材に対して、プラズマベースイオン注入装置（具体的には、特開2004-315876号公報に記載されている装置）を用いて、下記条件内でカーボンイオンの注入を行い、約100ｎｍのＣ注入層を形成させた。
【００３１】
使用ガス種：メタンガス
圧力：0.5〜1.0Ｐａ
注入温度：室温〜400℃
注入時間：30〜180分
注入エネルギー：10〜20keV
【００３２】
次いで、Ｃ注入層を形成させた基材に対して、Ｃｒ系化合物を中間層（約500〜2000ｎｍ）として積層させた後に、一般的な方法に従ってＤＬＣ層（約1000〜4000ｎｍ）を形成させた。斯くして、上記基材上に、Ｃ注入層及びＤＬＣ層が積層されてなるＭｇ合金成形用金型を製造した。
【００３３】
比較例１−３
基材として、下表１の超硬合金を使用して、基材の選択以外は、上記実施例と同様の条件で、Ｃ注入層及びＤＬＣ層の積層を行って、Ｍｇ合金成形用金型を製造した。
【００３４】
【表１】
2008093686.tif 000003
【００３５】
試験例
上記実施例１及び比較例１−３のＭｇ合金成形用金型を用いて、Ｍｇ合金（ＡＺ３１Ｂ）に対してプレス加工を行い、図２に示す直方体状［４つの側面が半径4mm（R4）のカーブ２つと半径2.3mm（R2.3）のカーブ２つにより交わっており、側面と側面以外の面が半径2mm（R2）のカーブにより交わっている］のプレス加工部分を有するＭｇ合金成形品を製造した。１万ショットプレスした後に製造されたＭｇ合金成形品の表面粗さＲａを測定し、更に、１万ショットプレス後の金型の状態を観察した。
【００３６】
本試験において、表面粗さＲａの測定方法は、JIS B 0801 (1994)・JIS B 0031(1994)に記載の方法に従った。なお、表面粗さＲａの測定箇所は、以下の測定箇所(1)〜(3)の３カ所である。即ち、測定箇所(1)は、Ｍｇ合金成形品を上からみたときにR4のカーブ上で、該成形体の底から10ｍｍの位置であり；測定箇所(2)は、Ｍｇ合金成形品を上からみたときにR2.3のカーブ上で、該成形体の底から10ｍｍの位置であり；測定箇所(3)は、測定箇所(2)から水平に5mm離れた位置である。この測定箇所(1)〜(3)は、深絞りで傷が付きやすい箇所である。
【００３７】
１万ショットプレス後のＭｇ合金成形品の表面粗さＲａを測定した結果を表２に示す。この結果から、WC平均粒径が1.0〜2.0μｍの超硬合金を使用した実施例１のＭｇ合金成形用金型を使用することによって、表面粗さＲａの平均値が0.21μｍを下回っており、１万ショット後でも、表面に滑り傷等がなく高品質のＭｇ合金成形品を製造できることが確認された。
【００３８】
【表２】
2008093686.tif 000004
【００３９】
１万ショットプレス後の金型の状態を観察した結果、実施例１では、Ｍｇ合金の付着がなく摩耗もなく、良好な金型表面が維持されていた。また、本試験に引き続いて、実施例１の金型を使用して合計１０万ショットのプレス成形を行ったところ、Ｍｇ合金の付着がなく、金型表面の摩耗もないことが確認された。これに対して、比較例１−３では、Ｍｇ粉が付着したり、傷や摩耗によりＤＬＣ層が剥離している箇所が認められ、１万ショットプレス以上の使用には不向きであることが確認された。なお、参考のために、図３に、実施例１及び比較例２の１万ショットプレス後の金型の加工角部の表面を観察した写真を示す。図３のＡ及びＢは、マグネシウム粉の付着状態を表し、図３のＣ及びＤは、ＤＬＣ膜の摩耗状態を表している。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】実施例１で使用した超硬合金「Ｄ５０」の走査型電子顕微鏡画像及びWCの粒度分布（横軸：粒径（μｍ）、縦軸：Ｎ（粒子数））を示す図である。
【図２】試験例において成形されたＭｇ合金成型品の形状（斜視図）を示す。図中、(1)〜(3)は、表面粗さＲａの測定箇所を示す。また、図中、R2.0、R2.3、R4.0は、それぞれ半径2.0mm、半径2.3mm、半径4.0mmのカーブを示す。図中のその他の数値は、長さ又は厚さ(単位：mm)を示す。
【図３】試験例において、実施例１及び比較例２の金型の１万ショットプレス後の表面を観察した写真である。図中、Ａ及びＣには、実施例１の金型の加工角部の拡大写真を示し、Ｂ及びＤには、比較例２の金型の加工角部の拡大写真を示す。
【図１】
2008093686.tif 000005
【図２】
2008093686.tif 000006
【図３】
2008093686.tif 000007