(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくともダイまたはパンチの一方が、ＷＣ、ＴｉＣ、Ｍｏ2Ｃ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｃｒ3Ｃ2またはＶＣの中から選択される少なくとも１種以上のセラミックス成分と、Ｆｅ、ＮｉまたはＣｏを主成分とする金属成分とを含み、かつ、セラミックス量が、７５ｗｔ％≦ＷＣ＋ＴｉＣ＋Ｍｏ2Ｃ＋ＴａＣ＋ＮｂＣ＋Ｃｒ3Ｃ2＋ＶＣ≦９７ｗｔ％に設定されるとともに、その内部から表面あるいは表層に向かうに従って前記金属成分の割合が漸減し、前記表面では前記セラミックス成分のみが露出する複合材で構成されていることを特徴とする電子部品製造用複合材製金型。
【請求項２】
請求項１記載の金型において、前記金属成分の割合が漸減する傾斜部の厚さは、０．３ｍｍ以上に設定されることを特徴とする電子部品製造用複合材製金型。
【請求項３】
請求項１または２記載の金型において、前記複合材の表面硬度が、ＨＲＡ８７以上であることを特徴とする電子部品製造用複合材製金型。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれか１項に記載の金型において、前記複合材の表面部には、少なくともダイまたはパンチの一方の形状に沿ったセラミックスリッチな高硬質層が設けられることを特徴とする電子部品製造用複合材製金型。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれか１項に記載の金型において、前記複合材の飽和磁気量は、１０（４π・Ｇａｕｓｓ・ｃｍ3／ｇ）未満であることを特徴とする電子部品製造用複合材製金型。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか１項に記載の金型において、粒成長剤としてＮｉまたはＣｏが添加されるとともに、前記複合材中の前記Ｎｉまたは前記Ｃｏの残存量が０．３％〜２．５％であることを特徴とする電子部品製造用複合材製金型。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、セラミックス成分と金属成分とを含む複合材で構成される電子部品製造用複合材製金型に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般的に、電子部品は、それ自体がμｍ程度の精度で加工されるとともに、加工の際に金型材を構成する金属が被加工材に付着すると、製品としての性能が劣化したり、使用に際して誤動作の要因となったりするおそれがある。このため、加工精度に優れる金型が要求されるとともに、金型表面に金属が露出していない構造が求められている。
【０００３】
さらに、電子部品の中には、磁化させて用いる製品があり、加工の際に磁化させる必要から非磁性の金型が採用される場合がある。しかも、被加工材には、加工中の磁化を防止しなければならないものもあり、電子部品製造用の金型材としては、非磁性の特性を有することが望ましい。このため、金型材としては、鉄系材、超硬材、非磁性超硬材あるいは他の複合材等が用いられているが、上記の要求を満足させるまでには至っておらず、要求特性をより一層満足させる金型材が望まれていた。
【０００４】
具体的には、耐摩耗性の観点から硬質セラミックスコーティングの使用が考えられるが、微細加工精度が低下するとともに、強度および耐久性の点で不充分である。また、超硬は、通常、金型を構成するダイヤやパンチの表面に５％〜３０％以上もの金属が露出している。その比重を考慮すると、被加工材に接触する部分の金属がその２．５倍程度となり、この被加工材に摩耗した金属が付着し易いという欠点がある。
【０００５】
さらにまた、金型材を非磁性化しようとした場合、超硬材中のカーボン量を下げたり、超硬材に含まれる金属をＣｏに変える、あるいは、一部をＮｉに置換して対応したり、Ｃｒを添加して非磁性化を図ったり等の工夫がなされている。ところが、超硬中のカーボン量を下げると、金属自体が脆くなってしまい、微細加工やシャープエッジの確保が難しくなるとともに、耐衝撃性が劣化するという問題が生じる。また、添加される金属をＣｏからＮｉやＮｉ−Ｃｒに置換すると、ＷＣ−Ｃｏ系の超硬に比べて機械的強度が劣化し、硬度および耐摩耗性が低下するという問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、実際に加工を行う金型表層近傍が高硬度でかつ耐摩耗性を有するとともに、金型内部が高強度を有する金型の開発を検討したところ、本出願人による特許第２５９３３５４号公報や特開平８−１２７８０７号公報等に開示されている「セラミックス粉末と金属成分とを含む傾斜機能を有する複合材」を応用することを見い出した。
【０００７】
すなわち、本発明は、表面が高硬度で内部に向かうに従って靱性や強度等の物性が向上する傾斜機能を有する電子部品製造用複合材製金型を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る電子部品製造用複合材製金型は、ダイとパンチを具備する。そして、これらダイおよび／またはパンチは、ＷＣ、ＴｉＣ、Ｍｏ2Ｃ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｃｒ3Ｃ2またはＶＣの中から選択される少なくとも１種以上のセラミックス成分と、Ｆｅ、ＮｉまたはＣｏを主成分とする金属成分とを含み、かつ、セラミックス量が、７５ｗｔ％≦ＷＣ＋ＴｉＣ＋Ｍｏ2Ｃ＋ＴａＣ＋ＮｂＣ＋Ｃｒ3Ｃ2＋ＶＣ≦９７ｗｔ％に設定されるとともに、その内部から表面あるいは表層に向かうに従って前記金属成分の割合が漸減し、前記表面では前記セラミックス成分のみが露出する複合材で構成されている。
【０００９】
すなわち、ダイやパンチは、内部から表面に向かうに従って金属量が漸減する層と、金属が集積する層と、金属が大きく減少して略セラミックス組成となる層との三層が有機的に結びついている。このため、実際に加工を行うダイやパンチの表面近傍は金属が低減された高硬質層となり、この表面近傍から内方に向かって金属の漸減乃至漸増する傾斜層となり、さらに内部は初期状態よりも金属量の増加した高強度および高靱性層となる。従って、応力の伝藩も漸次緩和されて大きな応力に対する抵抗力が増大することになる。これにより、型寿命の向上が図られるとともに、製品精度を確実に維持することが可能になる。
【００１０】
金型による塑性加工では、通常、加工時に比較的大きな発熱を伴うものの、実際に加工を行うダイやパンチの表面近傍がセラミックスリッチとなり、粒子が粗大化するとともに、表面から内部に向かうに従って、金属量が除々に多くなっている。このため、熱の伝達や拡散性がよく、熱に伴うマイクロクラックの発生、チッピングや凝着の改善が有効になされ、性能の向上が図られる。
【００１１】
上記の複合材では、該複合材中に添加されるセラミックス成分を選択的に粒成長させるとともに、粒成長促進材の濃度に勾配を設け、その粒成長差によって粒成長した部分の金属を粒成長しない内部に向かって移動させ、この内部に金属を集積している。従って、複合材内に添加される粒成長促進剤の選択や添加条件等を組み合わせることにより、超微細加工に優れるとともに、表面に金属の露出がなく、しかも、非磁性を有する複合材が得られる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の実施形態に係る電子部品製造用複合材製金型１０の縦断面説明図である。金型１０は、電子部品を構成するストリップ１２の搬送方向（矢印Ｘ方向）に沿って孔あけ部１４、送りパイロット部１６および検出パイロット部１８を備えている。
【００１３】
金型１０を構成する下型２０には、ダイ取り付け本体２２を介して孔あけ部１４を構成するダイ２４と、送りパイロット部１６および検出パイロット部１８を構成するダイ２６、２８とが一体的に支持されている。ダイ取り付け本体２２には、矢印Ｘ方向に沿ってストリップ１２を挿通させるための溝部２９が貫通形成されている。
【００１４】
金型１０を構成する上型３０には、パンチ取り付け本体３２を介して孔あけ部１４を構成するパンチ３４と、送りパイロット部１６および検出パイロット部１８を構成するパイロット３６、３８とが一体的に支持されている。このパイロット３８は、ばね等の弾性体３９を介して上型３０に対して進退自在である。
【００１５】
図２に示すように、ダイ２４は略円筒状に形成され、その表面である外周面および内周面にダイ形状に沿ってセラミックスリッチなセラミクッス部４０ａ、４０ｂが設けられるとともに、前記セラミックス部４０ａ、４０ｂの内部側に傾斜部４２ａ、４２ｂを介して金属リッチな金属部４４が設けられる。傾斜部４２ａ、４２ｂは、金属部４４からそれぞれ外表面および内表面に向かうに従って金属成分の割合が漸減している。セラミックス部４０ａ、４０ｂの表面は、セラミックスのみが露出している。
【００１６】
図３に示すように、パンチ３４の内部には、金属リッチな金属部４６が設けられるとともに、その表面にはパンチ形状に沿ってセラミックスリッチなセラミックス部４８が設けられる。金属部４６とセラミックス部４８との間には、内部から表面に向かうに従って金属成分の割合が漸減する傾斜部５０が設けられる。セラミックス部４８の表面は、セラミックスのみが露出している。
【００１７】
複合材中の金属成分は、実用的には周期表のＶＩＩＩ族元素の鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）またはコバルト（Ｃｏ）の中から選ばれる少なくとも１種以上であり、必要に応じてマンガン（Ｍｎ）、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、タングステン（Ｗ）またはモリブデン（Ｍｏ）等が、物性や特性の向上等を図るために混入される。
【００１８】
金属成分は、３ｗｔ％〜２５ｗｔ％、より好ましくは、５ｗｔ％〜１５ｗｔ％に設定される。金属成分が３ｗｔ％未満では、金属量が少なくなりすぎて脆くなって、金型１０の製造時に、この金型１０のエッジにチッピング等が発生し易く、前記金型１０を高精度に加工することが極めて困難なものとなってしまう。
【００１９】
金属成分を３ｗｔ％以上にすると、複合材表面の金属成分が１ｗｔ％以下となり、金型１０を構成するダイ２４およびパンチ３４の内部には相対的に１０ｗｔ％以上の金属成分を集積することができ、実用に供することが可能になる。なお、素材を焼結し、ダイ２４やパンチ３４に精密加工を施して充分な耐用性を得るためには、金属成分を５ｗｔ％以上に設定することが望ましい。
【００２０】
セラミックス粒子として、２μｍ〜３μｍ前後の粉末原料を用いた場合、複合材の表面近傍の粒子は、添加される粒子成長剤や焼結温度、時間および雰囲気等によって変化するが、３倍〜３０倍程度になる。強度が要求されるものでは、５倍〜１０倍程度まで、主として耐摩耗性が要求されるものでは、１０倍〜２０倍程度までの成長がなされる。その際、表面近傍の金属成分は、０ｗｔ％〜８ｗｔ％になり、内部の金属成分は、上記の成長度合いや傾斜部の厚み等により変化し、金属成分が５ｗｔ％の場合に８ｗｔ％〜１３ｗｔ％程度乃至それ以上になる。
【００２１】
金属成分の上限は、２５ｗｔ％、より好ましくは、１５ｗｔ％以下に設定される。長尺状の複合材を構成する際には、高剛性および高強度が要求されるため、含有する金属成分を増加させることが必要である。ところが、金属成分が２５ｗｔ％以上になると耐摩耗性が劣化し、所望の性能を発揮することができなくなってしまう。
【００２２】
ここで、金属成分を２５ｗｔ％に設定し、表面の金属成分を１ｗｔ％以下としてＨＲＡ９１以上を確保しようとした場合、２５ｍｍ×２５ｍｍ×１００程度の大きさであれば、中央部の金属成分は３０ｗｔ％以上となり、高速度鋼に近い靭性を有して充分な機能を有する。なお、金属成分を１５ｗｔ％以下とした場合に、１０ｍｍ〜２０ｍｍ×１０ｍｍ〜２０ｍｍ×１００ｍｍ程度の大きさのものであれば、中央部の金属成分が２５ｗｔ％以上となり、充分な性能を有することができる。
【００２３】
複合材中のセラミックス成分は、炭化タングステン（ＷＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、炭化２モリブデン（Ｍｏ2 Ｃ）、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化ニオブ（ＮｂＣ）、炭化クロム（Ｃｒ3 Ｃ2 ）または炭化バナジウム（ＶＣ）の中から選択される少なくとも１種以上を主体とするものであり、その一部に窒化物やホウ化物、あるいは炭窒化物等を添加するようにしてもよい。
【００２４】
セラミックス量は、
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に設定され、残部が金属である。
【００２５】
これらのセラミックス成分は、加工時に実際にワークと接触して加工を行うものであり、強度、耐熱性、耐摩耗性および耐食性等の性質を有するものが選択されている。通常、金型材として用いられる複合材の代表例である超硬材は、ＷＣ−Ｃｏの単純な系（均質体）で構成されており、本発明は、これを基本的な構成とし、非磁性および耐摩耗性の観点から炭化クロムや炭化バナジウム等を添加するものである。さらに、耐食性や耐熱性、耐摩耗性の観点から炭化チタン、炭化タンタルまたは炭化ニオブ等を添加し、これによって、リードフレーム等に施されているメッキ金属がダイ２４やパンチ３４に付着することが防止されるとともに、加工寸法精度が向上し、磁性粉成形等にも好適である。
【００２６】
セラミックス成分は、７５ｗｔ％〜９７ｗｔ％に設定される。このセラミックス成分が９７ｗｔ％を超えると、金属成分が少なくなりすぎて強度や靭性が不充分となり、金型１０として実用に供することが難しい。一方、セラミックス成分が７５ｗｔ％未満では、金属量が多くなりすぎて耐熱性や耐摩耗性が著しく劣化するとともに、充分な剛性を有することができず、しかも非磁性化が困難になってしまう。
【００２７】
金属量が漸減あるいは漸増する傾斜部４２ａ、４２ｂおよび５０の厚さは、数百μｍ以上、好ましくは０．３ｍｍ以上必要である。すなわち、熱の発生や応力の発生によって作用する熱応力や負荷応力を緩和するために、金型１０の設計上の要請があるからである。例えば、熱応力について説明すると、金属量と熱伝導および粒子の大きさと熱伝導はそれぞれ相関を有しており、発生する熱応力が熱伝達の勾配であることから、傾斜部４２ａ、４２ｂおよび５０の厚さが変化すれば、発生する熱応力そのものも変化する。このため、厚さが数μｍ〜数十μｍでは、発生する熱応力や加工時に生ずる応力の緩和量が小さくなってしまい、耐久性の向上を図ることはできない。
【００２８】
傾斜部４２ａ、４２ｂおよび５０の厚さは、実用上、大きい方が有効であると考えられるが、実際のパンチ３４では、一般的にφ８０ｍｍ×１００ｍｍ程度以下であるため、その厚さの上限を２０ｍｍに設定する。２０ｍｍ程度の変化層−傾斜機能層を有していれば、熱応力の発生等を有効に緩和することができ、性能的にも充分であるとともに、製造も簡素化する。
【００２９】
金型１０を構成するダイ２４およびパンチ３４の表面硬度は、ＨＲＡ８７以上に設定される。ＨＲＡ８７未満では表面への金属の露出割合が多くなり、ワークと金型１０との摩擦係数（μ）が高くなってしまう。これにより、発熱の増大や発生する応力や金型１０への負荷応力の増大を招いてしまい、凝着が惹起されるとともにワークの表面荒れの他、金型１０自体の摩耗が発生し易くなってしまう。従って、表面硬度をＨＲＡ８７以上、好ましくはＨＲＡ９０以上に設定すれば、得られる製品の面粗さや精度が有効に向上するとともに、金型１０の寿命も向上するという効果がある。
【００３０】
粒成長促進剤は適宜選択されるものであり、例えば、ニッケルが用いられる場合、金型表面硬度をＨＲＡ９４以上とすることができる。さらに、金型表面に硬質セラミックスコーティングを施せば、従来の超硬材や複合材の金型に比べて表面の金属量が大きく減少しているため、前記硬質セラミックスコーティングの密着性を一挙に向上させることが可能になる。また、ダイ２４およびパンチ３４の表面では、金属成分の露出量が数％以下であり、セラミックス成分が略１００％になる。
【００３１】
この場合、本実施形態では、複合材の構成成分であるセラミックス成分が焼結工程で粒子が成長し易いような添加剤を、含浸により供給している。このため、粒成長促進剤の濃度勾配を乾燥工程、含浸の際の溶媒の蒸発速度条件、浸積時間等の条件および焼結時の雰囲気管理や温度管理等によって調整している。これにより、ダイ２４およびパンチ３４の形状に沿って高硬質層であるセラミックス部４０ａ、４０ｂおよび４８や、金属が漸増あるいは漸減する傾斜部４２ａ、４２ｂおよび５０を形成することができる。従って、機能および性能が向上して耐久性に優れる金型１０を得ることが可能になる。
【００３２】
また、本実施形態では、粒成長促進剤としてコバルトまたはニッケルが添加される。粒成長促進剤としては、より好適にはニッケルが用いられ、これによってＷＣ−Ｃｏ系に比べて非磁性に近くなっている。コバルトが磁性の主体となっており、このコバルトに固溶する炭素量、すなわちカーボン量を減少させることによって磁性が小さくなる。
【００３３】
ここで、ＶＩＩＩ族元素の鉄、ニッケルおよびコバルトは、全て強磁性体であるが、それぞれの飽和磁化が１７３５Ｇ、５０９Ｇおよび１４４５Ｇとなっており、ニッケルだけが鉄およびコバルトの１／３の値である。従って、単純にコバルトをニッケルに置換することにより、非磁性が向上することになる。さらに、ニッケル中へのタングステンの固溶量が３１％〜１０％であるのに対し、コバルト中へのタングステンの固溶量が１０％〜２％であり、ニッケルの場合に非磁性の割合がさらに向上する。
【００３４】
なお、磁性を向上させるために、クロム、モリブデン、タンタルまたはバナジウム等が添加される。これらが添加されると、製造が容易化されるとともに、固溶して磁気変態点を低下させるため、非磁性がさらに向上することになる。
【００３５】
このように、本実施形態では、ダイ２４およびパンチ３４に用いられる複合材中のセラミックス粒子を、その表面側で粗大化させることにより、表面を略１００％のセラミックス成分とする一方、内部に金属を集積する。これにより、硬度、強度および靭性等のほとんど全ての物性が向上するとともに、非磁性の向上を図ることが可能になるという効果が得られる。
【００３６】
また、本発明による含浸操作では、非常に希薄な状態から数％の量の粒成長促進剤を成形体に導入することができる。その量は、ニッケルの場合に０．１％〜２．５％の範囲内が好ましい。０．１％未満の添加では充分な粒成長効果が得られず、表面層のセラミックス化や傾斜部の導入および内部への金属の集積化が困難なものとなる。また、２．５％を超える添加では、そのような高い溶解度のものが得られ難く、しかも、機械的な特性も劣化してしまう。
【００３７】
なお、金属をコバルト主体からニッケル主体にする際には、逆にコバルトイオンを粒成長制御材として含浸導入すればよい。このコバルト濃度は、ニッケルの含浸量の場合と同じである。
実施例１
実施例１では、平均粒径が３．２μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末を８２ｗｔ％、平均粒径が２μｍの炭化ニオブ（ＮｂＣ）を２ｗｔ％、平均粒径が２．４μｍの炭化タンタル（ＴａＣ）を１ｗｔ％、平均粒径が２．５μｍの炭化クロム（Ｃｒ3Ｃ2）を８ｗｔ％、平均粒径が０．８μｍの金属コバルト（Ｃｏ）を７ｗｔ％の組成で用意し、有機溶媒を媒液としてボールミルにより７２時間充分に混合した（試料Ａ）。上記の組成において、コバルトを４ｗｔ％に変えるとともに、ニッケル（Ｎｉ）を３ｗｔ％加えたもの（試料Ｂ）と、コバルトに変えてニッケルを７ｗｔ％加えたもの（試料Ｃ）とを用意した。さらに、同様の粒度の粉末を用いて炭化タングステンが９３ｗｔ％およびコバルトが７ｗｔ％のものを比較材として調整した。これは、ＪＩＳ分類における超硬のＶ−１０の組成に相当するものである。
【００３８】
上記のように混合した後、含有する有機溶媒の液分が９％になるように調整し、成形用バインダの影響を回避するためにバインダレスで、金型内静水圧加圧成形法により１００ＭＰａの成形圧力により焼結後の直径が１８ｍｍでかつ長さが１５０ｍｍになるように成形体を成形した。焼結後の加工取り代は、片面で０．１ｍｍ程度に設定した。成形体は、窒素ガス中において５０Ｐａの成形圧力によりこの成形体に残存する有機溶媒を除去した後、９００℃で３０分間の仮焼成を行い、仮焼成体を得た。成形体含浸時の破壊を防ぐためである。
【００３９】
次いで、試料Ａ、Ｂおよび比較材には、粒成長促進剤として取り扱い性、利便性および安全性等を考慮し、１０％濃度のＮｉ塩水溶液を用意する一方、試料Ｃには２０％濃度のＣｏ塩を用意し、これらに仮焼成体を浸漬した後に１３０℃の排気型熱風乾燥で充分に乾燥し、前記仮焼成体内におけるニッケル濃度およびＣｏ濃度の傾斜化を図った。そして、窒素ガス流通下で、５０Ｐａの加圧下に１４００℃で１．５時間保持し、焼結体を得た。なお、表面層の影響を除去するために、焼結体の表面層を片面０．１ｍｍ程度だけ除去し、試験材を得た。
【００４０】
そこで、得られた試験材の中、試料Ａでは、加工前に０．３ｍｍであった表面均質体層が加工後には０．２ｍｍ程度となり、加工前にＨＲＡ９４．２であった表面硬度が加工後にはＨＲＡ９３．９となった。この値は、硬質被膜コーティングを施したものに近い値であり、そのまま金型素材として使用することが可能である。
【００４１】
試料Ｂでは、同様に、加工前に０．４ｍｍであった表面均質体層が加工後には０．３ｍｍとなり、加工前にＨＲＡ９３．７であった表面硬度が加工後にはＨＲＡ９３．５となった。試料Ｃでは、加工前に０．８ｍｍであった表面均質体層が加工後には０．７ｍｍとなり、加工前にＨＲＡ９２．３であった表面硬度が加工後にはＨＲＡ９２．２となった。
【００４２】
これに対して、比較材では、含浸操作を行わない場合に、その表面硬度がＨＲＡ８７．３という低い値が得られた。また、比較材に１０％濃度のＮｉ溶液を含浸して焼結したものでは、加工前に０．３ｍｍであった表面均質体層が加工後には０．２ｍｍとなり、加工前にＨＲＡ９３．４であった表面硬度が加工後にはＨＲＡ９３．２という値となった。このため、Ｎｉイオンが硬度の改善に対し大きな効果を有するという結果が得られた。
【００４３】
図４には、これらの各試験材の表面から内部に向かって変化する硬度の値が示されている。これにより、硬度は、焼結体内部に向かい金属量が増加するのに伴って漸減し、傾斜機能層の厚さが約８ｍｍであることが検出された。
【００４４】
次に、試験材の断面を顕微鏡や電子顕微鏡等により観察し、粒子の大きさを測定したところ、試料Ａ、試料Ｂおよび比較材＋Ｎｉでは、表面近くの粒子の大きさが初期状態から４倍〜５倍程度に成長していた。また、粒子の大きさは金属量の増加とともに漸減し、中央部では殆ど粒成長しておらず、初期状態での粒度のままであった。試料Ｃの成長度合いは、試料ＡおよびＢに比べて若干小さく、２．８倍〜３．５倍程度であった。
【００４５】
図５は、面積法における表面からの距離と単位面積中の金属量との関係を示している。比較材の最表層は、内部に比べて若干金属量が少ないことが観測されているが、複合材の焼結時に一般的に生じる現象であり、その変化の割合や深さの量は小さく、物性の変更に繋がるものではない。
【００４６】
これに対して、試料Ａ、ＢおよびＣでは、表面近傍の金属量が１％以下であって、これらを重量に換算すると、０．５ｗｔ％以下となる。図５から諒解されるように、試料Ａ〜Ｃでは、表面から内部に向かって金属量が漸増するとともに、ニッケル量が多くなるに従って、傾斜が緩くなっている。
【００４７】
図６は、試料Ａを用いてビッカース圧子を３０ｋｇの荷重で押し込んだときのクラックの伸張から測定した破壊靭性値を示している。これにより、試料Ａでは、最表面の破壊靭性値が１３．６（ＭＰａｍ1/2）となり、比較材に比べて若干低い値であるものの、最表面から０．５ｍｍだけ削り落とした部分の破壊靭性値が１７．１（ＭＰａｍ1/2）となって、比較材の値を大きく超える値となった。さらに、最表面から１ｍｍの部分では、破壊靭性値が１９．５（ＭＰａｍ1/2）になるとともに、中央部の破壊靱性値が２８．４となった。これにより、試料Ａでは、比較材に比べて最表面の露出金属量が非常に少ないにも係わらず、靭性がこの比較材や通常の複合材に比べて低下することがない。
【００４８】
図７は、ニッケル含浸によるコバルト量と強度との関係を示している。具体的には、試料Ａのコバルト量をＷＣ量に変えて２０ｗｔ％まで変化させ、含浸されるＮｉ濃度を１０％と一定にして傾斜化しないように含浸後に紛体中に配置し、水分の蒸発を可能な限り遅くした。現状超硬材とは、ニッケル含浸の操作を行わなかったものをいう。これにより、ニッケルの含浸が行われると、金属コバルト量の増加とともに強度が向上するという結果が得られた。
【００４９】
図８は、試験材と現状超硬材との圧縮応力を比較した結果を示している。なお、疲労特性を得られ易いように、Ｃｏ量を１５ｗｔ％、初めに添加されるＷＣの平均粒度を３μｍとし、測定時のばらつきや取り付け時の損傷を防止するようにした。これにより、現状超硬材を用いるものに比べ、試験材ではその圧縮応力が大きく向上し、実際上、３０％程度の向上が認められた。
【００５０】
従って、実施例１では、現状の超硬材やＳＫＤ材およびＳＫＨ材等に比べ、電子部品製造用の金型１０として具備すべきあらゆる特性について凌駕しており、これまでの金型に比べて耐用性や機能の点で大きな向上が図られるという効果が得られる。
【００５１】
図９は、各材質により構成されたそれぞれの試験材の表面からの距離と飽和磁気量との関係を示している。試料Ａ〜Ｃでは、表面近傍の飽和磁気量が非磁性型超硬であるＷＣ−Ｎｉ−Ｃｒ系材と同等であり、所望の非磁性を有することができた。この測定時には、測定部分を切り出して測定しているため、特に表面では飽和磁気量の値が大きくなるが、実際上、１０（４π・Ｇａｕｓｓ・ｃｍ3／ｇ）未満と極めて低い値になった。
実施例２
実施例１で得られた結果に基づいて、実際に金型１０を用いて電子部品を製造し、その性能の優位性を試験するために、Ｎｉメッキ済みの銅合金の打ち抜き実験を行った。この銅合金は、銅に微量の鉄、ニッケル、鈴およびリンを適量添加した導電性に富む合金である。強度的には、５００ＭＰａ〜５７０ＭＰａ程度の高強度と、ＨＶ１６０〜１７０の高硬度を有する合金であり、リードフレームやチップキャリアの他、パワーリレー等にも用いられている。Ｎｉメッキは、はんだ性やワイヤボンディング性を向上させるために行われている。
【００５２】
その製品形状は、図１０に示すチップキャリア６０である。この種のチップキャリア６０では、通常、リード６２の間隔が狭く、金型１０は非常に精密に構成されている。チップキャリア６０に金型の摩耗粉が付着することを阻止するために、この金型１０をセラミックスで構成することが望まれているものの、１個のリード６２の間隔が数μｍから数十μｍと狭く、セラミックスでは対応することができなかった。また、セラミックスコーティングも難しく、通常、金属量を１５ｗｔ％とした複合材で金型を構成していたが、緻密な部分に作用する圧力がかなり高く、パンチのリード部が疲労破壊したり、摩耗したりしてしまい、その寿命が数万ショット程度となっていた。
【００５３】
そこで、実施例２では、平均粒径が３μｍの炭化タングステンを８５ｗｔ％、炭化クロムを６．５ｗｔ％、炭化バナジウムを１．５ｗｔ％、コバルトを４ｗｔ％、ニッケルを３ｗｔ％の組成で混合し、粒成長促進剤としてニッケル塩を含浸させて金属量を内部から表面に向かって漸減するようにしたもの（実施例２）と、通常の均質体で構成して粒成長を全く行わせないようにしたものとの２種類を用意した。
【００５４】
この実施例２では、表面層の金属成分が５ｗｔ％で、その粒子の大きさが１０μｍ〜１３μｍで、表面硬度がＨＲＡ９３．２であるとともに、表面の露出金属の割合が１％程度であった。また、実施例２の表面高硬度層は０．２ｍｍ〜０．３ｍｍだけ残存しており、金属量が漸減する傾斜部の厚さが約５ｍｍであった。これに対して、均質体構成のものでは、表面硬度がＨＲＡ８７．８であった。
【００５５】
試験は、２０サイクル／分の速さで打ち抜き加工を行い、各金型１０が所望の精度を維持できずに製品不良が発生するまでの有効ショット数を比較した。その結果、従来の均質体構成のものでは、有効ショット数が１８万ショットであり、摩耗によって各フレーム間隔の均質性が維持できなくなった。また、一部には、フレームの山が破損している部分が存在した。
【００５６】
これに対して、実施例２では、６２７，５００ショットという結果が得られ、破損した個所はなかった。また、市販のＷＣ−Ｎｉ-Ｃｒ系の型材では、１１５，０００ショットでフレームの一部が破損していた。これらにより、型の交換目安としては、市販品では８０，０００ショット、従来の均質体構成では９０，０００ショット、実施例２では４００，０００ショットとなり、この実施例２は、前記従来の均質体構成のものに比べて４倍以上の耐久性の向上が得られたことになる。
【００５７】
【発明の効果】
本発明に係る電子部品製造用複合材製金型では、金型内部から金型表面に向かうに従って複合材中の金属成分の割合が漸減するため、実際に加工を行う金型表面部分が高硬度でかつ耐摩耗性を有する一方、金型内部が高靱性かつ高強度を有するとともに、この間の組成や物性が緩やかに変化する。これにより、耐用性に優れるとともに、製品精度の向上が図られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施形態に係る電子部品製造用複合材製金型の縦断面説明図である。
【図２】前記金型を構成するダイの横断面図である。
【図３】前記金型を構成するパンチの横断面図である。
【図４】焼結体の内部硬度変化の説明図である。
【図５】表面からの距離と断面金属量変化の説明図である。
【図６】表面からの距離と破壊靭性値の関係説明図である。
【図７】ニッケル含浸量と硬度との関係説明図である。
【図８】サイクル数と圧縮応力との関係説明図である。
【図９】含浸処理による非磁性効果の説明図である。
【図１０】成形テストに用いられるチップキャリアの説明図である。
【符号の説明】
１０…金型                      １２…ストリップ
１４…孔あけ部                  １６…送りパイロット部
１８…検出パイロット部          ２４、２６、２８…ダイ
３４…パンチ                    ３６、３８…パイロット
４０ａ、４０ｂ、４８…セラミックス部
４２ａ、４２ｂ、５０…傾斜部    ４４、４６…金属部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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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１０】
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