(57)【要約】      （修正有）【課題】マグネシウムプレス成形において、金型材料とその表面処理を最適化して、マグネシウム成形表面を滑らかで光沢のある製品に仕上げることを可能にするもので、高温下でのマグネシウム材料との摩擦係数を低下させ、且つ材料と合金化することを防止して離型性の良い金型表面を提供する。【解決手段】プラズマベースイオン注入・成膜法を用いて、０．１〜１０Ｐａの真空中で炭化水素系ガスプラズマを発生させ、この中にマグネシウム成形用金型をさらし、金型材料に１〜５０ｋｅＶ、１００〜３０００サイクルの高圧負パルスを印加して、カーボンイオンを金型材料表面に注入し場合によってはその表面にＤＬＣ成膜を施すことにより、プレス成形金型の表面硬度を向上させ、且つ耐滑り性を大幅に改良したマグネシウム成形用金型及びその表面処理方法。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．１〜１０Ｐａの真空中で、炭化水素系ガスプラズマを発生させ、この中にマグネシウム成形用金型をさらし、金型材料に１〜５０ｋｅＶ、１００〜３０００サイクルの高圧負パルスを印加して、カーボンイオンを金型材料表面に注入することを特徴とする耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型及びその表面処理方法。
【請求項２】
炭化水素系ガスとして、メタン、アセチレン、ベンゼン、トルエン及びシクロヘキサノン、クロロベンゼン、二フッ化炭素、四フッ化炭素等からなるガス材料から選択される少なくとも１種類を主成分としたガスを使用してカーボンイオンを注入した後、ダイヤモンドライクカーボン層を形成したことを特徴とする請求項１に記載の耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型及びその表面処理方法。
【請求項３】
少なくともマグネシウム成形用金型への印荷電圧が１０ｋｅＶ以上で、カーボンイオン注入時間が３０〜３００分であることを特徴とする請求項１に記載の耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型及びその表面処理方法。
【請求項４】
マグネシウム成形用金型材料が主として４〜６族遷移金属元素を多く含有する高硬度な超硬合金材料やステンレス系材料からなることを特徴とする請求項１に記載の耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型及びその表面処理方法。
【請求項５】
マグネシウム成形用金型材料が超硬合金材料で且つカーボンイオン注入層が金型表面より１００ｎｍ以上であることを特徴とする請求項１記載の耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型。
【請求項６】
マグネシウム成形用金型材料が超硬合金材料で且つカーボンイオン注入層が金型表面より１００ｎｍ以上あり、その表面にダイヤモンドライクカーボン層を少なくとも３μｍ以上成膜して、表面摩擦係数を０．１５以下にしたことを特徴とする請求項１記載の耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型。
【請求項７】
マグネシウム成形材料を少なくとも１５０℃以上に加熱してマグネシウムを軟化させた後、カーボン元素を少なくとも３０％以上含有した表層を有する金型材料でプレス加工することを特徴とする請求項１記載の耐滑り性を改良したマグネシウム成形方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、薄板のマグネシウム材料を加工する際の、耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型及びその表面処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
マグネシウム材料は軽量で剛性が高く、リサイクル性を良いことから、携帯電話、携帯情報端末、ＭＤ、ＣＤ機器、ノートパソコン等の情報家電に広く用いられようとしている。しかし従来のマグネシウム材料を溶融して金型に流し込むダイキャスト成形、チクソ成形などでは、小型精密成形が出来にくく、特に肉厚が薄部分では成形が困難であった。例え成形が出来ても外観が悪く、ピンホールやボイドが形成して非常に歩留まりが悪く生産性に乏しかった。
【０００３】
このためマグネシウム材料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型するプレス成型法が開発されている。しかしながらマグネシウム合金材料の圧延特性や深絞り特性が十分なものが得られにくく、肉厚が比較的厚く浅い絞り加工製品にしか対応できなかった。
流動性の良いマグネシウム合金組成の開発により深絞り性の良い材料が開発出来ても、成形金型との滑りが悪く、外観は絞り傷が入り製品として不適切なものしか得られなかった。
【０００４】
従来のマグネシウム成形用金型としては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、超硬合金材など各種金型材料が用いられてきたが、マグネシウム成形温度を種々変化させ、材料の流動性を変えて成型しても擦り傷を防止することは出来なかった。このため通常良く使用される熱処理や窒化処理、浸炭処理などの従来手法や最近増えてきている窒化クロム、窒化チタン、炭化チタンなどのセラミックスコーティングを施した金型を試作して種々評価をしたが、成膜した皮膜が数回から数十回で剥離して長期の成形に耐えうることが出来なかった。また滑り性が良いと言われるダイヤモンドライクカーボン（以下ＤＬＣと略）を金型材料に成膜して評価をしたが前述のセラミックス材料と同様に数回から数十回で剥離して長期の成形に耐えうることが出来なかった。
【０００５】
この理由は、マグネシウム成形板材を加工するには、少なくとも１５０℃以上の加熱が必要であり、好ましくは２５０℃以上の加熱下で成形する必要があるため、高温加熱条件下で耐えるセラミックスの密着性がないためである。金属と窒化クロム、窒化チタン等のセラミックス材料と鉄系金属材料では熱膨張係数が大きく異なり、且つプラズマＣＶＤやアークイオンプレーティング法等のＰＶＤ成膜方法では、皮膜の密着性に乏しく加熱下で容易に剥離するためである。
このことから２５０〜３００℃雰囲気においても皮膜の密着性に優れ、且つマグネシウム成形材料と滑りの良い金型表面が不可欠であることが判った。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はマグネシウムプレス成形用金型及びその表面処理方法を改良して、新規なマグネシウム製品を安価で高品質に提供するために成されたものである。マグネシウムプレス成形において、金型材料とその表面処理を最適化して、マグネシウム成形表面を滑らかで光沢のある製品に仕上げることを可能にするもので、高温下でのマグネシウム材料との摩擦係数を低下させ、且つ材料と合金化することを防止して離型性の良い金型表面を提供するものである。
【０００７】
従来の金型材料であるプリハードン系の構造用炭素鋼、合金工具鋼、高速度工具に熱処理や窒化処理、浸炭処理などを施し３００℃雰囲気でマグネシウムプレス成形を行うと、マグネシウムと鋼材とのなじみが良いため、数回の成型でマグネシウム材料が金型表面にこびりつき、成形品外観は悪く繰り返し使用に耐えず製品の寸法精度も得られない問題があった。
【０００８】
さらにプリハードン系の構造用炭素鋼、合金工具鋼、高速度工具に窒化クロム、窒化チタン、炭化チタンなどの薄膜をアークイオンプレーティング法などで金型表面に１〜３μｍ厚さで形成して、３００℃雰囲気でマグネシウム成形すると数回でひび割れや部分剥離が生じて、製品に擦り傷が多発して薄肉製品を成型することはもちろんのこと高い寸法精度を出すことは困難であった。
【０００９】
一方、表面処理方法の一つとして前記のセラミックス成膜による方法でなく窒素やフッ素系ガスイオンを材料中に注入して、表層を硬くしたり新規化合物を形成したりする方法も提案されている。しかし従来のイオン注入による表面改質法では質量分離型のイオン加速器を用いて金属表面に注入するため、一方向からのイオン注入であり立体物や複雑形状のものにはイオン注入が困難であった。このため適用対象が平板の金属材料のみであるという問題がある。
【００１０】
従って本発明の主目的は、特にマグネシウム成形用金型の表面改質を行い、薄板材料を高精度で深絞りが可能で外観に擦り傷がなく光沢のあるマグネシウム成形製品を提供することにある。
【００１１】
また、本発明の他の目的は、凹凸のある複雑形状を有する金型表面に対しても潤滑性で離塑性の良い表面を得ることができるマグネシウム成形金型の表面処理方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
本発明は、プラズマベースイオン注入・成膜法を用いて、マグネシウム成形用金型に数ｋｅＶ〜数十ｋｅＶの高周波・高電圧の負パルス電圧を印加して、カーボンイオンを金型材料表面に注入することで上記の目的を達成する。具体的には真空チャンバー、真空排気系、ガス供給・処理系、高周波プラズマ源、負の高電圧パルス電源・高圧導入系と冷却系に構成された装置を用いて金型を表面改質する。マグネシウム成形用金型は特定（ガス種、真空度）の雰囲気中、高周波プラズマ源に電力を供給することによりガスプラズマを発生させ、被注入物（成形金型）に負の高圧パルス電圧を加えると、プラズマ中の電子は排斥され、被注入物の周りにイオンシースが形成される。このイオンシースは被注入物の輪郭に沿って覆われ、その後負の電圧のこのイオンシースに印加されるため、イオンのみがあらゆる方向から被注入物に引き付けられ、被注入物に狙いとする元素をイオン注入されるものである。
【００１２】
すなわち、本発明の表面処理方法は０．１〜１０Ｐａの真空中で、炭化水素系ガスプラズマを発生させ、この中にマグネシウム成形用金型をさらし、金型材料に１〜５０ｋｅＶ、１００〜３０００サイクルの高圧負パルスを印加して、カーボンイオンを金型材料表面に注入することを特徴とする耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型をえるための表面処理方法であることを特徴とする。
【００１３】
ここで言う炭化水素系ガスとして、メタン、アセチレン、ベンゼン、トルエン及びシクロヘキサノン、クロロベンゼン、二フッ化炭素、四フッ化炭素等からなるガス材料から選択される少なくとも１種類を主成分としたガスを使用し、真空チャンバー内にガス導入を行い高周波電圧を印可してガスをプラズマ化することによって、カーボン元素もしくは分子イオンを生成させ、これを加速してイオン注入するのが好ましい。
【００１４】
炭化水素系ガスの選定方法としてはカーボン元素イオンを形成するガス系が好ましいが、プラズマ生成条件によりカーボン分子、あるいは水素、フッ素、塩素等との結合した分子イオンとしても有効である。メタン、アセチレン、ベンゼン、トルエンガスにおいて、脂肪族系と芳香族系によってカーボンのイオン注入度合いやＤＬＣの成膜状態が大きく変化することが知られており、金型材料の種類やプラズマ生成条件によって、最適なガス系を選定するのが望ましい。
【００１５】
金型材料へのイオン注入時の圧力を０．ｌ〜１０Ｐａ、金型材料に印加する高圧負パルスを１〜５０ｋｅＶ、１００〜３０００サイクルとしたのは、炭化水素系ガスを十分にプラズマ化してカーボンイオンを注入できる良好な条件だからである。従来の質量分離型のイオン注入では、メタン、アセチレン等の市販ガスを使用して、電界により励起させた後カーボンイオンのみを注入することが可能であった。しかし、プラズマ方式では、金型試料に負の高電圧をパルス状に印加して、カーボンと結合した分子イオンも不純物として同時に注入される。本願発明者等は、これらの余分なイオンの存在下でもカーボンイオンを十分に注入できる良好なプラズマ条件を種々検討した結果、上記のプラズマ条件が好適であることを見出した。特に好ましい負パルス電圧は、金型材料の表面硬度向上や撥水性の観点からは１０〜３０ｋｅＶでイオン注入するのが望ましく短時間処理の観点からはさらなる４０ｋｅＶ以上の高電圧であるのが望ましいが、装置コストや安全性、発熱による金型材料のひずみ発生が顕著になり５０ｋｅＶ以上は好ましくない。
【００１６】
イオン注入時間は３０〜３００分であることが好ましい。より好ましくは生産性の観点から６０分以下であるが、金型材料によってカーボン元素が注入されにくい基材もあり、材料成分とイオン注入条件似よって選定する必要がある。プラズマベースのイオン注入では流れる電流量によって金型材料の温度上昇が発生する。例えば数センチの小型金型で２０ｋｅＶの電圧、６Ａの電流で６０分処理すると金型材料は３００℃程度、３０ｋｅＶの電圧、８Ａの電流で６０分処理すると金型材料は３８０℃程度にまで上昇する。このためあまり長時間の注入では材料の変形や歪みの発生が起こり好ましくない。長時間注入する場合は、電流量をおさえたり金型材料に冷却を施こすことが好ましい。逆に注入時間が３０分未満では、十分なカーボンイオンの注入ができず、潤滑性、離型性の改善を図ることが難しい。
【００１７】
従来の質量分離によるイオン注入では、注入電流がｍＡ以下で、高エネルギーの場合では数Ａのオーダーである。そのため、１０１７ｉｏｎｓ／ｃｍ２のイオン注入をするには数時間もかかってしまう。これに対してプラズマベースのイオン注入では、金型材料に対して周囲から一度に電流が流入するため、数Ａ〜数十Ａの電流が流れ、それにより短時間でのカーボンイオン注入処理が行える。
【００１８】
金型材料の種類により処理可能な温度は異なるが、プリハードン系の構造用炭素鋼、合金工具鋼、高速度工具、特殊ステンレス鋼等では３００℃以下程度、特に２５０℃以下で処理するのが好ましい。前述の長時間注入に伴う材料の変形を抑制するためと、構造用炭素鋼では３００℃下で長時間処理を超えると組織の変質が起こるためである。
【００１９】
注入されたカーボンイオンは金型表面から内部へと浸入して、注入エネルギーとその時の材料組成と昇温状態によって数十ｎｍから数百ｎｍイオン注入され、金属元素と化合物を形成したり遊離のアモルファスカーボン状態を形成する。炭素鋼では超高濃度のカーボン含有炭素鋼となり、超硬合金ではカーボン過剰なタングステンカーバイドが生成される。イオン注入されるカーボン濃度は、深さ方向に濃度が変化して表層付近ほど高濃度となり、深くなると低濃度となる。
【００２０】
金型材料中のカーボン濃度は表層付近から１００ｎｍ付近の平均濃度として３０％以上あることが望ましい。イオン注入されたカーボン元素は金型材料中の元素と混合状態または結合状態で存在しているが、これ以外にトルエン、ベンゼン、クロロベンゼン、四フッ化炭素等に含まれている水素元素、塩素元素、フッ素元素も同時にイオン化して注入される。水素は金属系元素との反応性が少なく、一部は残留するが多くは拡散して金属材料中より脱離する。また、ＣｌゃＦ元素は金属材料中の元素と結合して塩化物やフッ化物を形成するが、適度な量であれば硬度や離型性、耐滑り性の向上に役立ち特性上問題はない。
【００２１】
マグネシウム成形用金型における金属材料の具体例としては、鉄系のプリハードン構造用炭素鋼、合金工具鋼、高速度工具、特殊ステンレス鋼あるいはＷＣ／Ｃｏ系の超硬合金材やＴｉＣ、ＴａＣ、Ｍｏ２Ｃ、ＶＣなど各種材料が用いられているが、合金材料中の成分とカーボンとの結合性がある元素を多く含有する合金成分の材料が好ましい。例えばＷ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等多く含有する金属材料で、特にタングステン炭化物を多く含有する超硬合金材料等にアモルファスカーボンを遊離させた状態の超硬合金材料はカーボンが潤滑剤として有効に作用して好ましい。
【００２２】
また、金属材料表面にはＴｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔａ等が含有されていることが好ましく、これらはイオン注入後に成膜されるＤＬＣ被膜の密着性向上に有効である。金型材料中に含有しない場合は、これらの金属元素をプラズマベースのイオン源に取り付けた金属イオン源からパルスイオン注入することにより密着性を向上させることもできる。
【００２３】
本発明のカーボンイオン注入は不可欠であるが、Ｃ注入後前述の炭化水素系ガスを用いてＤＬＣを成膜することは有効である。本発明では高電圧のプラズマベースのカーボンイオン注入をした後、従来から行われているＤＬＣ成膜プロセスで密着性の良い被膜を形成するのが望ましい。
【００２４】
本発明のＤＬＣ成膜は、金型を試料台に取付けこれと高電圧のフィードスルーと一体化する。高周波（ＲＦ）電力はフィードスルーとチャンバーの間に加え、電子をその間の電界変化によって往復運動させ、気体分子と衝突を繰返すことにより炭化水素系ガス分子を電離させ、高密度のプラズマを形成する。プラズマ中にはイオン、ラジカル、電子が共存するので、高圧パルス電圧を印加すると、プラズマ中のイオンを試料に注入することができ、高圧パルス電圧を印加されないと自己バイアス（通常数十ボルト）によるイオンを表面に堆積させ、この時ラジカル重合によりカーボン元素が結合し成膜することが出来る。この重畳方式のプラズマイオン注入・成膜装置を用いて、ＲＦ電力と高圧パルス電力の制御により、イオン注入・成膜或いはイオン注入と成膜の組み合わせが可能である。
【００２５】
ＤＬＣ薄膜の物性は、使用するガス種、ガス圧、印加電圧等によって異なるが、金型との密着性に優れ、高硬度で膜厚の厚いＤＬＣが好ましい。プラズマベースイオン注入・成膜装置では少なくとも３ステップのプロセスで成膜するのが好ましく、基板表面のクリーニング後に、カーボンイオン注入電圧より低い電圧で、メタン、アセチレン等のガスを導入してＤＬＣ成膜を行い、その後更に低電圧（数ｋｅＶ）のエネルギーでＤＬＣ成膜をするのが好ましい。この理由は、高エネルギーでＤＬＣ成膜を行うとＤＬＣ膜構造が乱れ、硬高度な被膜が得られにくいばかりでなく、成膜速度が得られにくいためである。特に表層部分になるほど低エネルギーで成膜する方が高品質なＤＬＣ被膜が得られるので好ましい。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
まず、本発明のマグネシウム成形金型の表面処理方法に用いるプラズマベースイオン注入・成膜装置の概略構成を図１に基づいて説明する。この装置は、金型材料１の設置台２を内蔵する真空チャンバー３を具えている。真空チャンバー３は、排気装置４により内部を所定の真空度に保持することができる。この装置は、所定の炭化水素系ガスを導入口５を通して導入され、炭化水素系ガスプラズマを形成させるための高周波方式プラズマ源６も設けられている。またＤＬＣの密着性を向上させるために金属元素をイオン注入するための金属プラズマ源７も設けられている。
【００２７】
さらにこの装置は、金型材料１に高電圧の負電荷を印加する高電圧負パルス電源８と高周波（ＲＦ）電源９も具えている。高電圧負パルス電源８では、所定のエネルギーの負電荷を発生させ、高電圧用フィードスルー１０を通じて金型材料１に負電荷のパルスを印加する。さらにＤＬＣ成膜時には、高電圧パルスと高周波を重ね合わせる重畳装置１１通じて高電圧用フィードスルー１０から電力を供給して、供給ガスをプラズマ化させ成膜することが出来る。高電圧用フィードスルー１０にはシールドカバー１２が取り付けられフィードスルー１０を防護している。
【００２８】
炭化水素系ガスプラズマを形成すると共に金型材料に負電荷のパルスを印加すると、プラズマ中のカーボンイオンあるいはＣＨｘ、ＣＦｘ、Ｃ２Ｆｘ等のイオンが金型材料に引き付けられ、カーボンイオンが注入される。金型材料に負電荷のパルスを印加してイオンを注入するので、金型材料が平板でなく凹凸のある立体形状物でも、電界が金型材料の形状にそって発生し、この表面に対してはぼ直角にカーボンイオンが衝突する。このため金型材料に凹凸があっても金型材料の表面全体にカーボンイオンを注入することができる。
【００２９】
カーボンイオン注入後、さらに同一装置内でＤＬＣを成膜することが可能である。カーボンイオン注入は数ｋｅＶ以上好ましくは１０ｋｅＶ以上の電圧でイオン注入されるが、ＤＬＣ成膜は１０ｋｅＶ以下の電圧で成膜する。この理由は、高エネルギーでＤＬＣ成膜を行うとＤＬＣ膜構造が乱れ、硬高度な被膜が得られにくいばかりでなく、成膜速度が得られにくいためである。特に表層部分になるほど低エネルギーで成膜する方が高品質なＤＬＣ被膜が得られるので好ましい。
（実験例ｌ）
このようなプラズマベースイオン注入装置・成膜を用いて、図２ａ、ｂに示すような外寸法２００×１５０×３０ｍｍ、内寸法１４０×８０×３０ｍｍ、のマグネシウム成形用金型および分析評価用の１０×１０×１ｍｍテスト用プレートを用いて、次の条件でプラズマを発生させ、カーボンイオンを注入を行い評価した。
【００３０】
使用金型材料：高速度合金鋼（大同特殊鋼製  型番ハイスＳＫＨ５１    ）
使用ガス種：メタンガス
圧力：０．５Ｐａ及び１．０Ｐａ
注入エネルギー：１０ｋｅＶ、２０ｋｅＶ、３０ｋｅＶ
注入時間：３０、９０、１８０分
印加周波数：１０００Ｈｚ及び２０００Ｈｚ
【００３１】
前記の各条件でカーボンイオンを注入した高速度合金鋼について、注入されたカーボン元素の深さ方向の分布をオージェ分析装置（ＡＥＳ）で評価を行い、カーボンの注入深さと注入量（Ａｔｏｍｉｃ  Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ（％））を求めた。また金型表面の硬度をダイナミック硬度計にて測定し、さらに摩擦係数をボール＆ディスク法による摩擦試験で鋼球を用いて測定した。ＡＥＳ分析については代表例として１．０Ｐａ、１８０分、１０００Ｈｚの条件において注入エネルギー１０ｋｅＶ、２０ｋｅＶ、３０ｋｅＶにおけるカーボン注入分布を図３に示した。また硬度と摩擦係数については表１に上記条件における変化を未処理高速度合金鋼と比較して示した。
【表１】
2004315876.tif 000002
高速度工具鋼へのカーボンイオン注入条件による金型表面の硬度と摩擦係数変化を測定した結果である。
【００３２】
図３の横軸は金型材料表面からの深さを示し、原点が金属材料の表面を示し、縦軸は材料中のカーボン元素の割合を示している。図３から判るように金型の表層部分では４０〜５５％のカーボン濃度を示しているが、注入エネルギーが高いほど表層では低く内部に行くほど濃度が高いことが判る。カーボンの注入深さは２００ｎｍ付近まで注入されておりエネルギーが高いほど内部まで注入される。このことは印加電圧が高い程、材料温度の上昇が大きく表層から注入されたカーボンイオンは熱拡散により内部に入るものと考えられる。
【００３３】
一方、金型表面のダイナミック硬度と摩擦係数は表１から特徴のある結果を得た。すなわちダイナミック硬度はイオン未注入の高速度合金鋼と比較して、大きな変化は認められないが、摩擦係数において大きな変化が得られた。イオン未注入の高速度合金鋼と比較していずれも摩擦係数が低下することが判った。メタンプラズマのガス圧力が高く、注入時間が長い方が摩擦係数の低下度合いは大きくなった。また印加電圧や印加周波数にはあまり影響せず、高いほど若干摩擦係数は低下する程度である。
【００３４】
さらにマグネシウムプレス成形性を評価するため、図２ａに示した中抜き型を用いて、大阪富士工業株式会社製マグネシウム合金、型番ＡＺ３１Ｂ  厚さ１．０ｍｍを用いて、絞り加工性を評価した。
マグネシウム合金のプレス成形条件は下記の通りである。
材料温度：２００℃、２５０℃、３００℃
プレス圧力：２００ｋｇ／ｃｍ２
プレス速度：１５ｍｍ／ｓ
プレス成形回数：１回〜５００回
なお、プレス成形時には潤滑剤は一切使用せず、プレス後の外面外観を観察して、光沢度、擦り傷度合い調査して評価を行った。
【００３５】
マグネシウムプレス成形性を２００℃、２５０℃、３００℃で評価した結果、表２に示すように加工温度が大きく影響するが、カーボンイオン注入した試料では軽微な擦り傷しか発生しないことが判る。未処理のマグネシウム成形金型では数回で全く成形が出来なくなるのに対して、カーボンイオン注入処理品は数百回以上プレス加工に耐える。低温ではやや擦り傷が発生するが３００℃加工では５００回以上問題がないことが判った。
【表２】
2004315876.tif 000003
高速度工具鋼へのカーボンイオン注入条件と、その金型による絞り加工性評価結果を示した結果である。
（実験例２）
実施例１と同様に前記プラズマベースイオン注入装置・成膜を用いて、図２ａ、ｂに示すようなマグネシウム成形用金型および分析評価用材料として超硬合金を使用して、次の条件でプラズマを発生させ、カーボンイオン注入を行い評価した。
【００３６】
使用金型材料：超硬合金（冨士ダイス株式会社製  型番ＴＦ０５    ）
使用ガス種：メタン／アセチレン１：１混合ガス
圧力：０．５Ｐａ及び１．０Ｐａ
注入エネルギー：１０ｋｅＶ、２０ｋｅＶ、３０ｋｅＶ
注入時間：３０、９０、１８０分
印加周波数：１０００Ｈｚ及び２０００Ｈｚ
【００３７】
前記の各条件でカーボンイオンを注入した超硬合金について、注入されたカーボン元素の深さ方向の分布をオージェ分析装置（ＡＥＳ）で評価を行い、カーボンの注入深さと注入量（Ａｔｏｍｉｃ  Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ（％））を求めた。また金型表面の硬度をダイナミック硬度計にて測定し、さらに摩擦係数をボール＆ディスク法による摩擦試験で鋼球を用いて測定した。ＡＥＳ分析については代表例として１．０Ｐａ、１８０分、１０００Ｈｚの条件において注入エネルギー１０ｋｅＶ、２０ｋｅＶ、３０ｋｅＶにおけるカーボン注入分布を図３に示した。また硬度と摩擦係数については表１に上記条件における変化を未処理超硬合金と比較して示した。
【００３８】
図３の横軸は金型材料表面からの深さを示し、原点が金属材料の表面を示し、縦軸は材料中のカーボン元素の割合を示している。図４から判るように金型の表層部分では８０〜９５％のカーボン濃度を示しているが、注入エネルギーが高いほど表層では低く内部に行くほど濃度が高いことが判る。カーボンの注入深さは１５０ｎｍ付近まで注入されておりエネルギーが高いほど内部まで注入される。このことは印加電圧が高い程、材料温度の上昇が大きく表層から注入されたカーボンイオンは熱拡散により内部に入るものと考えられる。
【００３９】
一方、金型表面のダイナミック硬度と摩擦係数は表３から特徴のある結果を得た。すなわちダイナミック硬度はイオン未注入の超硬合金と比較して、大きな変化は認められないが、摩擦係数において大きな変化が得られた。イオン未注入の超硬合金と比較していずれも摩擦係数が低下することが判った。メタン／アセチレンプラズマのガス圧力が高く、注入時間が長い方が摩擦係数の低下度合いは大きくなった。また印加電圧や印加周波数にはあまり影響せず、高いほど若干摩擦係数は低下する程度である。
【表３】
2004315876.tif 000004
超硬合金へのカーボンイオン注入条件による金型表面の硬度と摩擦係数変化を測定した結果である。
【００４０】
さらにマグネシウムプレス成形性を評価するため、図２ａに示した中抜き型を用いて、大阪富士工業株式会社製マグネシウム合金、型番ＡＺ３１Ｂ  厚さ１．０ｍｍを用いて、絞り加工性を評価した。
マグネシウム合金のプレス成形条件は下記の通りである。
材料温度：２００℃、２５０℃、３００℃
プレス圧力：２００ｋｇ／ｃｍ２
プレス速度：１５ｍｍ／ｓ
プレス成形回数：１回〜５００回
なお、プレス成形時には潤滑剤は一切使用せず、プレス後の外面外観を観察して、光沢度、擦り傷度合い調査して評価を行った。
【００４１】
マグネシウムプレス成形性を２００℃、２５０℃、３００℃で評価した結果、表４に示すように加工温度が大きく影響するが、カーボンイオン注入した試料では軽微な擦り傷しか発生しないことが判る。未処理のマグネシウム成形金型では数回で全く成形が出来なくなるのに対して、カーボンイオン注入処理品は数百回以上プレス加工に耐える。低温ではやや擦り傷が発生するが超硬合金を表面改質した金型で３００℃加工においては５００回以上プレス成形しても問題がないことが判った。
【表４】
2004315876.tif 000005
超硬合金へのカーボンイオン注入条件と、その金型による絞り加工性評価結果を示した結果である。
（実験例３）
実施例２と同様に前記プラズマベースイオン注入装置・成膜を用いて、図２ａ、ｂに示すようなマグネシウム成形用金型および分析評価用材料として超硬合金を使用して、次の条件でプラズマを発生させカーボンイオン注入を行った後、ＤＬＣを１〜３μｍ成膜してその後評価を行った。
【００４２】
使用金型材料：超硬合金（冨士ダイス株式会社製  型番ＴＦ０５    ）
使用ガス種：メタン／アセチレン１：１混合ガス
圧力：０．５Ｐａ
注入エネルギー：３０ｋｅＶ
注入時間：１８０分
印加周波数：１０００Ｈｚ
ＤＬＣ成膜時電圧：１ｋｅＶ、５ｋｅＶ
ＤＬＣ成膜時間：５０分（膜厚：約１μｍ）、１５０分（膜厚：約３μｍ）
【００４３】
前記の条件でカーボンイオン注入後ＤＬＣを成膜した超硬合金について、金型表面の硬度をダイナミック硬度計にて測定し、さらに摩擦係数をボール＆ディスク法による摩擦試験で鋼球を用いて測定した。また硬度と摩擦係数については表５に上記条件における変化を未処理超硬合金と比較して示した。
【表５】
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超硬合金へのカーボンイオン注入＋ＤＬＣ成膜した金型表面の硬度と摩擦係数変化を測定した結果である。
【００４４】
カーボンイオン注入後ＤＬＣ成膜した金型表面のダイナミック硬度と摩擦係数は、表５に示すようにダイナミック硬度はイオン注入の超硬合金と比較して、さらに高硬度が得られ、且つ摩擦係数もより低い特性を得た。ＤＬＣ成膜条件では低エネルギーで成膜した方がやや表面硬度は高く摩擦係数も低下する傾向が見られた。またＤＬＣ成膜厚さは膜厚が厚いと硬度に若干影響したが、摩擦係数はあまり変化しなかった。
【００４５】
さらにマグネシウムプレス成形性を評価するため、図２ａに示した中抜き型を用いて、大阪富士工業株式会社製マグネシウム合金、型番ＡＺ３１Ｂ  厚さ１．０ｍｍを用いて、絞り加工性を評価した。
マグネシウム合金のプレス成形条件は下記の通りである。
材料温度：２５０℃、３００℃
プレス圧力：２００ｋｇ／ｃｍ２
プレス速度：１５ｍｍ／ｓ
プレス成形回数：１回〜５００回
なお、プレス成形時には潤滑剤は一切使用せず、プレス後の外面外観を観察して、光沢度、擦り傷度合い調査して評価を行った。
【００４６】
マグネシウムプレス成形性を２５０℃と３００℃で評価した結果、表６に示すように加工温度が大きく影響するが、カーボンイオン注入後ＤＬＣ成膜した試料では軽微な擦り傷しか発生しないことが判る。未処理のマグネシウム成形金型では数回で全く成形が出来なくなるのに対して、カーボンイオン注入＋ＤＬＣ成膜処理品は数百回以上プレス加工に耐える。低温ではやや擦り傷が発生するが超硬合金を表面改質した金型で３００℃加工においては５００回以上プレス成形しても問題がないことが判った。
【表６】
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超硬合金へのカーボンイオン注入＋ＤＬＣ成膜した金型による絞り加工性評価結果を示した結果である。
【００４７】
なお本実施例では示していないが、従来のプラズマＣＶＤ法で２μｍ膜厚で成膜した超硬合金製金型において、同様のマグネシウムプレス成形実験を行った結果、カーボンイオン注入しない未処理超硬合金金型と同等のレベルで、５〜１０回のプレス成形でＤＬＣ被膜が剥離し、製品の光沢はなく、絞り部分に多数の擦り傷が発生した。
【発明の効果】
以上、説明したように、本発明方法によれば、プラズマベースイオン注入・成膜法を用いることで、炭化水素系ガスプラズマからのカーボンイオン注入により、マグネシウム成形用金型には１００ｎｍ以上の高濃度なカーボン層を形成され、さらにＤＬＣ層を形成するとより金型表面の摩擦係数が低下し、３００℃と言う高温下でのマグネシウムプレス成形に耐えることが判り、優れた特徴を有する耐滑り性を改良したマグネシウム成形用金型及びその表面処理方法を提供できることが判った。
【００４８】
また、本発明のプレス成形金型は、カーボンイオンの注入により表面硬度が高く、潤滑性が増大し、一般に使用される金属プレス成形金型やアルミニウムダイキャスト金型やマグネシウムチクソ成形金型等に対しても同様に期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の金型処理方法に用いるプラズマベースイオン注入・成膜装置の構成図である。
【図２】実験に用いたプレス成形金型及びテスト試料の形状を示す。
【図３】高速度工具鋼へのカーボンイオンによるＳＩＭＳ分析による注入深さとカーボン濃度との関係を示すグラフである。
【図４】超硬合金へのカーボンイオンによるＳＩＭＳ分析による注入深さとカーボン濃度との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１  金型材料
２  設置台
３  真空チャンバー
４  排気装置
５  炭化水素ガス導入口
６  高周波方式プラズマ源
７  金属プラズマ源
８  高電圧負パルス電源
９  高周波（ＲＦ）電源
１０  高電圧用フィードスルー
１１  重畳装置
１２  シールドカバー
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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