(57)【要約】【課題】窒化層を耐剥離性やクラックの進展を抑制するものとすることにより耐摩耗性と耐剥離性を兼ね備えた温熱間成形用金型のガス窒化処理方法を提供する。【解決手段】フッ素源ガスを含む雰囲気中に被処理品を加熱保持してその表面の酸化物膜を除去するフッ化処理を行ったのち、窒素源ガスを含む雰囲気中に加熱保持して窒化処理を行うことにより、被処理品の表層部に窒素を拡散浸透させ、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層を形成させる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
フッ素源ガスを含む雰囲気中に被処理品を加熱保持してその表面の酸化物膜を除去するフッ化処理を行ったのち、窒素源ガスを含む雰囲気中に加熱保持して窒化処理を行うことにより、被処理品の表層部に窒素を拡散浸透させ、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層を形成させる温熱間成形用金型のガス窒化処理方法。
【請求項２】
上記耐摩耗層を形成させたのち、最表面に、厚み１μｍ以上１０μｍ以下の酸化物層を形成させる請求項１記載の温熱間成形用金型のガス窒化処理方法。
【請求項３】
上記窒化処理において、窒素源ガスである３容量％以上５０容量％以下のＮＨ３ガスと、５容量％以上９７容量％以下のＨ２ガスを含む雰囲気中に、上記被処理品を５００〜６００℃に加熱保持する請求項１または２記載の温熱間成形用金型のガス窒化処理方法。
【請求項４】
上記耐摩耗層の下に、母材に向かって徐々に硬度が低くなる硬度傾斜層を形成し、上記耐摩耗層と硬度傾斜層をあわせた全硬化厚さを２００μｍ以上とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の温熱間成形用金型のガス窒化処理方法。
【請求項５】
表層部に窒素が拡散浸透されることにより、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層が形成されていることを特徴とする温熱間成形用金型。
【請求項６】
上記耐摩耗層の下に、母材に向かって徐々に硬度が低くなる硬度傾斜層が形成され、上記耐摩耗層と硬度傾斜層をあわせた全硬化厚さが２００μｍ以上である請求項５記載の温熱間成形用金型。
【請求項７】
最表面に１μｍ以上１０μｍ以下の酸化物層が形成された５および６記載の温熱間成形用金型。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面に窒化層もしくは窒化層と酸化物層の双方を形成させ、耐摩耗性に加えて窒化層の耐剥離性を向上させる温熱間成形用金型の表面処理方法およびそれによって得られた温熱間成形用金型に関するものである。より詳しくは、上記の窒化層の硬度および深さ等を適切に制御することによって大きなせん断力や熱サイクル等が負荷される使用環境においても、単に摩耗を抑制するだけでなく、クラックの進展や窒化層の剥離を抑制することができる温熱間成形用金型のガス窒化処理方法およびそれによって得られた温熱間成形用金型に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
浸炭処理や窒化処理などの表面硬化処理は、鋼材の耐摩耗性、耐焼付き性、疲労強度などの機械的性質を向上させるための手段として自動車部品をはじめとした各種機械部品や各種金型等を中心に幅広い分野で利用されている。このうち窒化処理は、ガス窒化処理、塩浴窒化処理、イオン窒化処理などの窒化処理手法にかかわらず、特にＣｒ等の硬質窒化物形成元素を含む材料では、硬度が高く耐摩耗性を有する硬化層を比較的低温で形成させられること等の理由から、Ｃｒ、Ｍｏ等を含む各種工具鋼が主に使用される成形用金型の寿命を延ばすための方法として、押出用、鍛造用を問わず幅広く適用されており、特に耐摩耗性を重視した耐久性能向上の目的で行なわれている。
【０００３】
しかしながら、上記の窒化層は、硬度が高く耐摩耗性に優れるものの、一般的に靭性には乏しいことから、大きなせん断力が負荷される場合やヒートサイクルが負荷されるような使用環境では、クラック発生の起点となり易く、窒化層の剥離やクラックの進展等によりむしろ耐久性を低下させる原因となる場合がある。このため、上記のような過酷な環境で使用される温熱間成形用金型は、その寿命を延ばす方法として、様々な表面処理方法およびそれによって得られる表面処理層が開示されている。
【特許文献１】特開平７−１５５８９１号公報
【特許文献２】特開平９−２７９３２８号公報
【特許文献３】特開平１０−２１９４２１号公報
【特許文献４】特開平１１−９２９０９号公報
【特許文献５】特開２０００−５４１０８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上記特許文献１は、浸硫窒化処理を行なった後に高周波加熱を行なって窒素を拡散させ、窒化層で特に靭性の低い部分である窒素化合物層の厚さを減少させるとともに深い硬化層を得ることにより耐ヒートクラック性を向上させようとするものである。しかしながら、上記特許文献１では、硬化層を得る方法については特に限定しないとの記述があるものの、現実問題として、実施例において浸流窒化が開示されているに過ぎない。
【０００５】
この方法によれば、上述したように靭性が低くクラックの起点となり易い化合物層厚さを減少させることも可能であるが、成形用金型の型彫り面等を均一に高周波焼入れするにはその形状が簡素なものであることが必要であるという問題が生じる。例えばクランクシャフトのような複雑な形状の金型等の場合や、複数の金型がある場合、または設計変更等が生じた場合等、それぞれに合わせた複雑形状の電極を作製して高周波加熱しなければならない。
【０００６】
このため、上記方法は、大型金型や複雑形状金型には適用し難く汎用的ではない上、成形時の熱付加による焼戻しによって硬度が低下し耐摩耗性が低下するという問題も生じる。また、窒化処理後に塩浴で加熱処理することについても言及されているが、このような方法では、単に表面から窒素の侵入が無い塩浴に浸漬しただけであるため、窒化処理時に金型表面に侵入した窒素を内部へ拡散して深い窒化層を得るには極めて高温で長時間の処理が必要となり、金型の芯部硬さが著しく低下してしまうという問題が発生するため実用的ではない。
【０００７】
また、上記両者の方法とも、窒化処理後の加熱により、金型の表面から内部へ窒素を拡散させるものであるが、表面の窒素化合物が分解してその厚さが減少することから、表面からの窒素抜けが発生し、表面の圧縮応力の低下が顕著となる。このため、窒素化合物層が薄くても、表面にヒートクラックが発生し易い状態になってしまう。また、窒素が拡散して窒化層中の窒素濃度の低下が起こるため、十分な耐摩耗性が確保できず、金型寿命の大幅な延長は期待できない。
【０００８】
上記特許文献２は、窒化層を形成した金型表面に、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓが母材より高濃度となる鉄酸化物層を形成した金型にかかるものである。ここで開示された鉄酸化物層は、被加工材の加工時の摩擦係数を低減させることによって、肉流れによる摩擦熱を低減させる効果が期待できるものの、鉄酸化物層だけでは摩耗を十分に抑制することは難しいため、その母材側に窒化層を形成させるものである。この窒化深さを１００μｍ以下とすることでヒートクラックの進展を抑制するとの記載があるものの、実のところ、窒化層の硬さが制御された状態でなければヒートクラックの発生および窒化層中へのクラックの進展は抑制できない。また、上記窒化層は、その厚さが比較的浅いことから過酷な使用条件では耐摩耗性が十分でなく、例えば鍛造による大きなせん断力が付加されることによって鉄酸化物層だけでなく下地の窒化層も剥離しやすいという問題がある。
【０００９】
上記特許文献３は、窒化層を形成した金型表面に、硫化鉄粒子と窒化鉄粒子からなる混合物層を形成した金型に係るものである。ここで開示された混合物層は、特許文献２の鉄酸化物層と同様に摩擦熱の低減による耐焼付性を向上させるものであり、その混合物層を多孔質ではなく緻密な状態とすることでヒートクラックの起点となりづらい状態とすることが記載されている。しかしながら、その母材側に形成させる窒化層の最高硬さが実施例では１１００Ｈｖを超える値となっており、この場合には仮に表面に脆弱な化合物層を形成させない方法を用いた場合であっても、その拡散層は延性が著しく低下し、鍛造による繰り返しせん断応力や熱応力の負荷があった場合にクラックの発生及び進展を起こし易く、窒化層の剥離等の問題が発生し易いという問題がある。
【００１０】
上記特許文献４は、ＰＶＤ法によって金型表面にＣｒＮやＴｉＡＩＮ皮膜を形成させ、被膜密着力を向上させる方法が開示されている。しかしながら、特に熱間で大きな応力が負荷された場合については、基材との熱膨張差もあり、剥離を起こす危険性がある。また、真空炉内での処理が必要となることから処理可能な金型の大きさに制限があるうえ、通常の窒化処理等に比較して高コストになるという問題がある。
【００１１】
上記特許文献５は、グロー放電を用いたイオン窒化処理に関するものである。このイオン窒化処理も上記特許文献４と同様に、真空炉を用いた処理となることから、処理可能な金型の大きさに制限があるうえ、通常の窒化処理等に比較して高コストになるという問題がある。
【００１２】
本発明は、このような事情に鑑みなされたものであり、成形用金型の型彫り面に窒化層を形成させることによって耐摩耗性や耐塑性流動性を高めるだけではなく、当該窒化層を耐剥離性やクラックの進展を抑制するものとすることにより耐摩耗性と耐剥離性を兼ね備え、過酷な条件下での型寿命を大幅に延長し、かつ大型や複雑形状の金型であっても処理が可能な温熱間成形用金型のガス窒化処理方法およびそれによって得られた温熱間成形用金型の提供をその目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
すなわち、本発明の温熱間成形用金型のガス窒化処理方法は、フッ素源ガスを含む雰囲気中に被処理品を加熱保持してその表面の酸化物膜を除去するフッ化処理を行ったのち、窒素源ガスを含む雰囲気中に加熱保持して窒化処理を行うことにより、被処理品の表層部に窒素を拡散浸透させ、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層を形成させることを要旨とする。
【００１４】
また、本発明の温熱間成形用金型は、表層部に窒素が拡散浸透されることにより、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層が形成されていることを要旨とする。
【発明の効果】
【００１５】
本発明は、表層部に窒素を拡散浸透させ、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層を形成させることにより、上記耐摩耗層は、十分に窒素が拡散して必要な硬度を確保するとともに、ある程度の延性も確保した窒素拡散層となる。したがって、例えば温熱間鍛造によって高いせん断応力や熱応力が繰り返し付加されたとしても、繰り返し熱負荷による硬度の低下が少ないうえ、クラックの発生や進展も起こし難く、耐摩耗層の剥離等の問題が少なく、高い耐摩耗性が長期間維持される。また、プロセスはガス窒化処理であるため、複雑形状金型や大型の金型であっても硬度およびＮ濃度の制御された窒化層である耐摩耗層を均一に形成することができ、従来の高周波加熱や真空プロセスの欠点を克服することができる。
【００１６】
本発明において、上記耐摩耗層を形成させたのち、最表面に、厚み１μｍ以上１０μｍ以下の酸化物層を形成させる場合には、特に使用初期の摩擦係数を低下させることが可能となって初期なじみ性が向上し、かじりや焼きつきといった初期特有の摩耗トラブルの発生を大幅に減少させてこれらの初期トラブルに起因するクラックの発生を効果的に防止することにより、安定した金型寿命を確保することができる。
【００１７】
本発明において、上記窒化処理において、窒素源ガスである３容量％以上５０容量％以下のＮＨ３ガスと、５容量％以上９７容量％以下のＨ２ガスを含む雰囲気中に、上記被処理品を５００〜６００℃に加熱保持する場合には、表層部に硬さを制御した上記特性の深い窒化層を形成させることが可能となる。
【００１８】
本発明において、上記耐摩耗層の下に、母材に向かって徐々に硬度が低くなる硬度傾斜層を形成し、上記耐摩耗層と硬度傾斜層をあわせた全硬化厚さを２００μｍ以上とする場合には、耐摩耗層と母材との間に緩やかな硬度の傾斜域である硬度傾斜層を形成することで、繰り返しのせん断応力や熱応力が加わったとしても、クラックの発生や進展がより起こり難くなり、耐摩耗層の耐剥離性を一層向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
つぎに、本発明を実施するための最良の形態を説明する。
【００２０】
本発明の温熱間鍛造用金型のガス窒化処理方法は、被処理品であるその金型を炉内に配置し下記の各工程を実施する。
（１）フッ素源ガスを含むガス雰囲気中に上記金型を加熱保持してその表面にフッ化物膜を生成させるフッ化処理工程と、
（２）３容量％以上５０容量％以下のＮＨ３ガスと５容量％以上９７容量％以下のＨ２ガスを含む雰囲気中に５００〜６００℃の温度で加熱保持し、窒化硬化層を形成する窒化処理工程とを実施する。
これにより、被処理品の表層部に窒素を拡散浸透させ、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層を形成させる。
（３）更に表面の摩擦係数を低下させる必要がある場合には、酸素や水蒸気等の酸化性ガスを含む雰囲気中で保持して酸化処理工程を実施し、最表面に、１μｍ以上１０μｍ以下の酸化物層を形成させることができる。
【００２１】
まず、所定の金型用の鋼材を機械加工や放電加工等により所定の金型形状に加工する。ここで、本発明の適用可能な温熱間成形用金型の材質としては、例えばＳＫＤ１１、ＳＫＤ６１等の金型鋼やＳＫＨ５１等の高速度工具鋼、およびそれらの改良鋼に対して特に好適に利用できるが、これらに限定する趣旨ではない。
【００２２】
また、本発明の温熱間成形用金型は上記フッ化処理および窒化処理を行なう前に、熱処理として焼入れ、焼戻し処理を実施することが行なわれる。必要に応じて上記焼入れ工程の後、焼戻し工程の前にサブゼロ処理を実施することによって基材のマルテンサイト組織の均質化と組織の微細化を行なうことが好ましい。このようにすることにより、さらなる金型の寿命延長により効果的である。上記サブゼロ処理は、液体窒素等を用いてできるだけ低温化することがより望ましい。
【００２３】
（１）フッ化処理工程
上記フッ化処理工程は、まず、上述のようにして成型加工および熱処理を行なった被処理品である金型を、フッ素源ガスを含むガス雰囲気に加熱保持してその表面に形成されている酸化物膜を除去しフッ化物膜を形成させる。
【００２４】
上記フッ化処理に使用するフッ素源ガスとしては、被処理品の表面で酸化物膜を形成している基材成分であるＦｅやＣｒなどに対して酸素よりも親和性が強いハロゲン系物質であるフッ素系ガス（フッ素化合物ガスまたはフッ素ガスを含有するガス）が用いられる。上記フッ素系ガスとしては、フッ素化合物、例えばＮＦ３、ＢＦ３、ＣＦ４、ＳＦ６などを主成分とするガスやＦ２を主成分とするガスがあげられる。通常はこの主成分ガスを窒素ガスなどの希釈ガスで希釈してフッ素系ガスとして使用する。これらのフッ素系ガスに用いられる主成分ガスのうち、反応性、取り扱い性などの面でＮＦ３が最も優れており、実用的である。
【００２５】
上記フッ素系ガス雰囲気、例えばＮＦ３を含む窒素ガス雰囲気中で、金型を２００〜６００℃の温度域に１０〜６０分保持することでＮＦ３が分解して活性なＦが発生し、金型表面の酸化物が置換されて酸化物よりも安定なフッ化物膜が形成される。このフッ化物膜は、還元性雰囲気に曝されると容易に還元、除去されるため、この方法によって窒素や炭素の原子が侵入、拡散する際の障壁となる酸化物膜などの無い表面が現れることになるため、ガス窒化処理およびガス軟窒化処理の前処理として極めて適した処理である。
【００２６】
特に、本発明のように窒素拡散によって形成される耐摩耗層の硬度を制御する、いわゆる窒化力の弱い条件で均一に窒素拡散させたい場合には非常に効果的であるといえる。なお、上記処理温度および処理時間については被処理品である金型の材質や窒化処理を必要とする型彫り面の表面仕上げ状態などに応じて、表面の酸化物膜がフッ化物膜に確実に置換できるよう適当な条件を設定することができる。
【００２７】
上記フッ化処理を行った後に窒化処理を行うことによって、その後の窒化処理で型彫り面の表面に均一に窒素拡散させて硬度およびＮ濃度を制御した耐摩耗層を容易に形成することが可能となる。
【００２８】
このとき、フッ素系ガス雰囲気のフッ素化合物またはフッ素の濃度は１０００〜１０００００ｐｐｍとするのが好ましい。
【００２９】
また、このフッ化処理工程については、そのまま同一の炉を用いて窒化処理工程を実施することも可能であるし、例えば連続炉内でフッ化処理室と以降の工程を実施する処理室を分けて実施する方法なども可能である。
【００３０】
（２）窒化処理工程
上述したフッ化処理工程を実施したのち、３容量％以上５０容量％以下のＮＨ３ガスと５容量％以上９７容量％以下のＨ２ガスを含有する雰囲気で５００℃〜６００℃に加熱保持することによって窒化処理工程を実施する。これにより、被処理品の表層部に窒素を拡散浸透させ、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層を形成させるとともに、上記耐摩耗層の下に、母材に向かって徐々に硬度が低くなる硬度傾斜層を形成する。
【００３１】
このとき、窒化処理に使用するＮＨ３ガス濃度が３容量％未満である場合には、ＮＨ３濃度が低すぎることによって炉内に十分な窒素源ガスを供給できず窒化による硬化層厚さすなわち耐摩耗層厚さおよび耐摩耗層および硬度傾斜層をあわせた全硬化層厚さにバラツキが出る恐れがあるため、その濃度は３容量％以上とする。より好ましくは５容量％以上である。
【００３２】
また、ＮＨ３ガス濃度が５０容量％を超える場合には耐摩耗層の硬度を制御することが困難となって、繰り返しのせん断応力や熱応力によりクラックが発生しやすくなるおそれがあることから、その濃度は５０容量％以下とする。
【００３３】
また、このときＮＨ３ガスとともに添加するＨ２ガスの濃度については５容量％以上とする。ＮＨ３ガスの分解反応はＨ２ガス発生反応であることから、ルシャトリエの法則に従い、雰囲気中にＨ２ガスを添加することでＮＨ３の分解を抑制する働きがある。したがって、本発明では窒化層の硬度の制御を行なうためにＨ２ガスの雰囲気中への添加を行うが、その濃度が５容量％未満の場合にはその効果が十分ではないため、５容量％以上とする。より好ましくは１０容量％以上である。
【００３４】
また、添加するＨ２ガス濃度は被処理品である金型の材質等によって同じ窒素濃度であっても耐摩耗層硬度が異なるため、上述したＮＨ３ガス濃度とともに適宜調整する必要があり、最高で９７容量％まで添加可能である、概ね５０容量％以下とすることが望ましい。また、このＨ２ガスの添加については、単にＨ２ガスをボンベから供給することも可能であるし、ＮＨ３ガスを変成して供給する方法も可能である。また、このときＮＨ３ガスとＨ２ガス以外のガスを添加する場合、そのガスについては特に限定しないが、耐摩耗層の硬度を制御するためにはＮＨ３ガスの分解率を制御する必要があるため、ＮＨ３ガスおよびＨ２ガスと本発明の窒化処理温度範囲で反応性の無いガスである方が好ましく、Ｎ２ガス等が好適に用いられる。
【００３５】
また、窒化処理の際の処理温度が５００℃未満の場合には、耐摩耗層および硬度傾斜層を深く形成させるのに長時間が必要であり、経済的ではないため、窒化処理温度は５００℃以上とする。より好ましくは５２０℃以上である。
【００３６】
また、窒化処理の際の処理温度が６００℃を超える場合には、被処理品の金型材料の母材強度が低下し、金型寿命を低下させるため、窒化処理温度は６００℃以下とする。より好ましくは５８０℃以下である。
【００３７】
また、窒化処理時間については特に限定しないが、耐摩耗層の耐剥離性を向上させるため耐摩耗層および硬度傾斜層を合わせた全硬化厚さが２００μｍ以上となるよう処理時間を調整する。より好ましい全硬化厚さは２５０μｍ以上である。
【００３８】
（３）酸化処理工程
酸化処理を行う方法については、表面に１μｍ〜１０μｍの酸化物層を形成させられる方法であれば酸化性ガスを用いる方法、酸化性熱浴を用いる方法等を含め特に限定されるものではないが、上記窒化処理工程後、酸素や水蒸気等の酸化性ガスを含んだ雰囲気で同一炉内もしくは別室で酸化処理を行なうことが最も効率的で簡便な方法である。
【００３９】
また、酸化処理の際の処理温度は４００℃以上６００℃以下であることが望ましい。処理温度が４００℃未満では、酸化物層の形成速度が遅く効率的でなく、反対に６００℃を超える温度では母材の軟化が進行し、逆に金型の寿命を短くする可能性が高いからである。
【００４０】
また、上記酸化物層を形成させる場合の酸化物層厚さについては１μｍ〜１０μｍ形成させることが好ましく、より好ましくは２μｍ以上５μｍ以下であり、上記のガス組成や温度を調整することによって摺動面にできるだけ均一に形成させることが好ましい。
【００４１】
このように、本発明は、フッ化処理を実施し、材料表面に形成している酸化物膜を除去した後、そのフッ化物膜を還元によって除去し、かつ窒化処理温度および雰囲気のガス組成を制御し、目的とする硬度および窒素濃度の耐摩耗層およびその下の硬度傾斜層を形成し、さらに、必要に応じてその表面に酸化物層を形成させることによって耐摩耗性と耐剥離性に優れた処理層を形成させることが可能となる。
【００４２】
本発明の処理方法によって処理された温熱間成形用金型は、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層が形成されている。
【００４３】
上記耐摩耗層の硬度が９００Ｈｖ未満の場合には、耐クラック性には優れるものの耐摩耗性が十分でないため、摩耗の進行によって早期に金型が使用できなくなる可能性が高い。一方、上記耐摩耗層の硬度が１１００Ｈｖを超える場合には、耐摩耗性の点では優れる場合が多いものの靭性が低下しているため、金型が使用できなくなるような大きなクラックが発生し易いという問題がある。したがって本発明の温熱間成形用金型では、表面から少なくとも１００μｍ深さまでに、いずれの深さでも硬度が９００〜１１００Ｈｖとなるように制御した耐摩耗層を形成するのである。
【００４４】
また、耐摩耗層中のＮ濃度が約１重量％以下となる部分から急激な摩耗の進行が起こることが確認されたことから、本発明では、特に摩耗条件の厳しい表面から少なくとも１００μｍ深さまで耐摩耗層のＮ濃度を、いずれの深さでも１．５重量％以上となるよう制御する。より好ましくは２．０重量％以上である。
【００４５】
上記の条件を満たす耐摩耗層を有する温熱間成形用金型は、熱負荷の加わる環境での耐摩耗性だけでなく、クラックの進展抑制や耐摩耗層の耐剥離性に優れていることから、摩耗やクラックの発生等によって廃棄となる金型の寿命を延長させることが可能となり、更に初期段階の表面の摩擦係数を低下させることによって金型寿命の延長が期待できる場合には、その使用環境に応じて最表面に１〜１０μｍ、より好ましくは２〜５μｍの酸化物層を形成させることにより、その相乗効果によって大幅な金型寿命の延長が期待できる。
【００４６】
また、例えば一部の熱間鍛造用金型のように荒型と仕上げ型を用いて数回の型打ちを行なう場合などでは、それぞれの型でより耐摩耗性が重要であるものや、より耐剥離性や耐クラック性が重要であるものなど、要求される特性が異なる場合が多いが、本発明の処理方法では耐摩耗層の硬度等の制御が容易に行なえることから、それぞれの金型の要求特性に合わせて処理条件を適正化することによって、更なる寿命延長を図ることがより望ましい。
【００４７】
以上のように、本実施形態では、表層部に窒素を拡散浸透させ、表面から少なくとも１００μｍ深さまでの深さに、いずれの深さにおいても硬さが９００〜１１００ＨｖでかつＮ濃度が１．５重量％以上となる耐摩耗層を形成させることにより、上記耐摩耗層は、十分に窒素が拡散して必要な硬度を確保するとともに、ある程度の延性も確保した窒素拡散層となる。したがって、例えば温熱間鍛造によって高いせん断応力や熱応力が繰り返し付加されたとしても、繰り返し熱負荷による硬度の低下が少ないうえ、クラックの発生や進展も起こし難く、耐摩耗層の剥離等の問題が少なく、高い耐摩耗性が長期間維持される。また、プロセスはガス窒化処理であるため、複雑形状金型や大型の金型であっても硬度およびＮ濃度の制御された窒化層である耐摩耗層を均一に形成することができ、従来の高周波加熱や真空プロセスの欠点を克服することができる。
【００４８】
また、上記耐摩耗層を形成させたのち、最表面に、厚み１μｍ以上１０μｍ以下の酸化物層を形成させる場合には、特に使用初期の摩擦係数を低下させることが可能となって初期なじみ性が向上し、かじりや焼きつきといった初期特有の摩耗トラブルの発生を大幅に減少させてこれらの初期トラブルに起因するクラックの発生を効果的に防止することにより、安定した金型寿命を確保することができる。
【００４９】
また、上記窒化処理において、窒素源ガスである３容量％以上５０容量％以下のＮＨ３ガスと、５容量％以上９７容量％以下のＨ２ガスを含む雰囲気中に、上記被処理品を５００〜６００℃に加熱保持する場合には、表層部に硬さを制御した上記特性の深い窒化層を形成させることが可能となる。
【００５０】
また、上記耐摩耗層の下に、母材に向かって徐々に硬度が低くなる硬度傾斜層を形成し、上記耐摩耗層と硬度傾斜層をあわせた全硬化厚さを２００μｍ以上とする場合には、耐摩耗層と母材との間に緩やかな硬度の傾斜域である硬度傾斜層を形成することで、繰り返しのせん断応力や熱応力が加わったとしても、クラックの発生や進展がより起こり難くなり、耐摩耗層の耐剥離性を一層向上させることができる。
【００５１】
つぎに、実施例について説明する。
【実施例１】
【００５２】
熱間金型用鋼であるＳＫＤ６１材を用いて焼入れ、焼戻しを行い５０ＨＲＣに調質した試験片を作製し、本発明の実施例（ａ）として、３００℃で３０分フッ化処理を行なった後、５７０℃で１０時間、ＮＨ３：Ｈ２：Ｎ２＝２：３：５の比率となるよう調整したガス雰囲気中で窒化処理を行なった。
【００５３】
また比較例（ｂ）としてフッ化処理を行なわず、５７０℃で１０時間、ＮＨ３：Ｈ２：Ｎ２＝２：３：５の比率となるよう調整したガス雰囲気中で窒化処理を行なった。また、比較例（ｃ）としてフッ化処理を行なわず、５７０℃で１０時間、ＮＨ３：Ｎ２＝７：３の比率となるよう調整したガス雰囲気中で窒化処理を行なった。
【００５４】
実施例（ａ）について断面の主要元素濃度を測定した結果を図１に示す。図１の結果より実施例（ａ）では表面から１００μｍ深さの位置のＮ濃度が約３重量％と高い値を示していることが分かる。また耐摩耗層として寄与するＮ濃度が約１．５重量％となる深さは表面から約１６０μｍとなっており、高い耐摩耗性が長期間維持できることを示している。
【００５５】
次に実施例（ａ）および比較例（ｂ）、比較例（ｃ）の断面硬度をマイクロビッカース硬度計で測定した結果について図２に示す。実施例（ａ）が約１６０μｍの耐摩耗層と耐摩耗層の剥離の防止に寄与する約１４０μｍの硬度傾斜層を持ち、約３００μｍの全硬化層となっている。なお、図１において、Ｎ濃度が低下する１６０μｍ以上の深さにおいては、窒素原子の拡散浸透によって炭素原子が押し込まれるように拡散してその濃度を上げており、母材より硬度の高い炭素濃化領域を形成している。窒素拡散領域だけでなく上記炭素濃化領域も本発明の硬度傾斜層として機能している。
【００５６】
また、十分な耐摩耗層を有する目安であるＮ濃度１．５重量％位置の硬度は、およそ９００Ｈｖ近くであり、耐摩耗層としては少なくとも９００Ｈｖ以上の硬度が必要であることが分かる。
【００５７】
すなわち、実施例（ａ）では全硬化厚さが約３００μｍと厚いのに対し、表面〜１００μｍ以上の深さに渡って、硬度を９００以上１１００Ｈｖ以下の値に制御できているとともに、更にそのＮ濃度も１．５重量％以上の約３．０重量％と非常に高い値を維持できている。その大部分がＣｒＮ等の高温でも分解しづらい硬質粒子の微細分散析出を起こしていると考えられることから、繰り返し熱付加が行なわれた場合でも硬度低下が小さいと考えられ、この窒化処理法によって高温使用環境での耐摩耗性やクラックの進展性、耐剥離性ともに優れた窒化処理が行なえるものと考えられる。
【００５８】
一方、比較例（ｂ）、（ｃ）では耐摩耗層として寄与する目安であるＮ濃度１．５重量％以上となる深さすなわち９００Ｈｖ以上の硬度を呈する深さが、それぞれ約１０μｍ、約３０μｍと浅く、十分な耐摩耗性が形成されておらず、さらに組織観察の結果から実施例（ａ）が均一な窒素拡散層を形成しているのに対し、比較例（ｂ）、（ｃ）では厚さが不均一な窒素拡散層であることも分かった。したがって、本発明では硬度や窒素濃度の制御を行い、目的とした窒化層を均一に形成させるために、フッ化処理が非常に重要であることが分かる。
【実施例２】
【００５９】
熱間金型用鋼であるＳＫＤ６１材でクランクシャフト用の金型を作製し、焼入れ、焼戻しを行いＨＲＣ４５に調質した後、実施例（ｄ）として、３００℃で３０分フッ化処理を行なった後、５５０℃で１２時間、ＮＨ３：Ｈ２：Ｎ２＝１：２：７の比率となるよう調整したガス雰囲気中で窒化処理を行なった。
【００６０】
また、比較例（ｅ）として，５５０℃で１２時間、Ｈ２：Ｎ２＝１：１の比率となるよう調整したガス雰囲気中でイオン窒化処理を行なった。
【００６１】
上記の金型を用いてＳＭｎ４４３材を８，０００ショット熱間鍛造成形した結果、比較例（ｅ）ではコーナー部やエッジ部に摩耗の進行や窒化層の剥離が観察されたのに対し、実施例（ｄ）では特に目立った損傷は見受けられず、結果的に摩耗の進行によって継続使用不能となるまで１２，０００ショット以上型打ちができており、イオン窒化材で見られたような窒化層の剥離のような問題も発生しておらず、大幅な金型寿命の向上が見られた。
【実施例３】
【００６２】
熱間金型用鋼であるＳＫＤ６１材でコンロッド用の仕上げ金型を作製し、焼入れ、焼戻しを行いＨＲＣ４５に調質した後、実施例（ｆ）として、３００℃で３０分フッ化処理を行なった後、５７０℃で１２時間、ＮＨ３：Ｈ２：Ｎ２＝１：１：３の比率となるよう調整したガス雰囲気中で窒化処理を行なった。また、実施例（ｇ）として、実施例（ｆ）の処理を実施した後、さらに酸化室に移動させて５７０℃で３０分大気雰囲気で加熱保持することによって、最表面に約４μｍの酸化物層を形成させたものも用意した。また、比較例（ｈ）として、５７０℃で１２時間塩浴浸硫窒化したものも用意した。
【００６３】
これらの金型を使用しＳ５０Ｃ材を用いてコンロッドを金型が使用不能と判断されるまで熱間鍛造成形したときのショット数、すなわち成形可能数量を表１に示す。
【００６４】
【表１】
2009041063.tif 000003
【００６５】
表１の結果に示したように、比較例（ｈ）では、早期に型彫り面に深いクラックが発生し使用不能になっており、調査の結果大きな負荷がかかる部分において窒化層の剥離及び摩耗が進行したことによって、硬度が低く滑り性の悪い基材表面が露出し、結果的に更に大きなせん断応力が加わったことにより深いクラックが発生したものと推測された。このことから、窒化層すなわち耐摩耗層の耐摩耗性だけでなく耐剥離性が金型の寿命延長にとって極めて重要な因子であることが分かり、基材との間に緩やかな硬度傾斜領域を形成させて全硬化厚さを厚くすることは、単に耐摩耗性のある層を厚くするだけでなく、耐摩耗層の耐剥離性を向上させる効果もあるため金型の寿命延長にとって効果的な手法であるといえる。
【００６６】
一方、実施例（ｆ）および（ｇ）ではともに熱間鍛造を繰り返し実施したことによる摩耗の進行によって、比較例（ｈ）と同様に基材表面が露出して表面の滑り性が悪化し、過負荷になったことによる母材でのクラックの発生によって金型が使用不能となっているが、成形可能数量自体は１．５倍以上に延びており、特に表面に酸化膜を形成させた実施例（ｇ）では２倍近い金型寿命となっており、本発明の表面処理方法および金型が特に温熱間鍛造用金型として優れた性質を有することが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００６７】
本発明は、温熱間成形用金型のガス窒化処理方法を含めた表面処理方法に用いることができ、高温下での耐摩耗性と窒化層の耐剥離性が要求される熱間鍛造用金型としてより好適に利用できる。
【図面の簡単な説明】
【００６８】
【図１】本発明の処理後の断面元素濃度分布である。
【図２】本実施例および比較例の断面硬度分布である。
【図１】
2009041063.tif 000004
【図２】
2009041063.tif 000005