電子ビーム照射による金型の長寿命化に向けた表面改質
鳥取大学大学院 工学研究科助教

赤尾 尚洋（平成 24 年度 一般研究開発助成 AF-2012012）
キーワード：表面改質，電子ビーム加工，セラミックス－金属複合層

1. 研究目的

Electron Beam

近年，自動車製造を中心としてハイテン等の高強度鋼の搭載率が高まっており，この強度の高いハイテン等を成形する冷間加工

Vacuum

用金型や切削加工用工具の短寿命化が問題となっている 1)．これPowderを解決するための材料開発等さまざまな技術開発が行われており，

Composite

成果も現れてきている 2)．しかし，コスト面で言えば，従来用いられている金型鋼（SKD11 等）の長寿命化処理の実現が求められている．このような目的の為，従来は金型や工具鋼の表面に耐摩耗Melting
zone性・耐熱性に優れた硬質セラミックス（CrN，TiN，TiCN 等）のコーティングが行われている．しかしながら，コーティング材料とSubstrate

図 1. 電子ビーム照射による金型表面への溶融複合層形成の模式図

母材間での熱膨張係数や熱伝導率など物性値の差による界面剥離等の問題から膜厚は～10μｍ程度に抑えられており，耐久性が大（HVOF）等でも報告されているが 9），本手法で用いる EB 照射できな課題となっている．一方，電子ビーム表面加工機は，電子ビは局所加熱が可能となるため，母材への熱影響が抑制され精度のーム(EB)を照射し材料表面を局所加熱することにより，鏡面加工高い金型等に応用でき，さらに真空中で行われることから，酸化やバリ除去加工，表面仕上げ加工などに用いられてきた 3),4)．さら物や窒化物の生成が抑制され高品質の皮膜形成が期待される．に最近では，EB 照射による熱間工具鋼の熱疲労特性の向上 5) ，超硬合金の平滑化 6) など幅広い応用研究が報告されている．

2. 実験方法

そこで本研究では，EB 加工により母材表面において局所的高温を発生し硬質セラミックス粉末と母材合金を溶融複合化し（図 1），耐摩耗性に優れる皮膜を形成する手法を検討した．ここでは，ま基板として用いる金型工具鋼は冷間金型鋼（SKD11）および熱間工具鋼（SKD61）を用意した．それぞれの化学組成を表 1 に示す．これらの圧延板材（厚さ 3mm）を 10mm 角に切断したのち，ず EB 照射により母材である金型工具鋼が受ける影響を調査し，圧延面を鏡面研磨した．EB 照射のみの影響を調査する際には，こつぎに硬質セラミックス粉末を塗布した試料に対し EB 照射を行の鏡面試料を用いた．

い，溶融複合層の形成およびその性質を調査した．

金型鋼と複合化させるセラミックス材料として，SiC (99.5％，2鉄鋼材料と硬質セラミックスの傾斜機能複合化は，これまでも～3μm)，TiN (99％，1～2μm)，WC (99％，～5μm), および WC-SPS 7) や液相焼結法 8) 等により精力的に研究されているが，ここCo 混合粉末を用いた．ここで WC-Co 粉末は WC 粉末に対し粒径で注目している EB 照射による溶融複合化の機構が明らかになれ

5μm の Co 粉末を 17 wt.%添加し，メカニカルミリング処理を行ば，既存の金型や工具に対して母材表面の深さ方向に傾斜組成をい作製した．これらセラミックス粉末をエタノール中に分散しス持たせることが可能となり，母材とコーティング層との接合強度ラリー状にしたものを金型鋼の研磨表面に厚さ50μm程度塗布しは大幅に改善され，比較的低コストで耐久性の高いコーティングた．乾燥後，電子ビームマルチ加工機（多田電機，e-Flush）を用い，が可能となる．また，超硬合金皮膜の形成は高速フレーム溶射

表 1. 本研究で用いた冷間金型鋼（SKD11）および熱間金型鋼（SKD61）の化学組成 (wt.%)C
SKD11SKD61

1.40～1.60SiMnPS～0.40～0.60～0.03～0.03～0.03～0.02

0.350.80

0.25～0.42～1.20～0.50CrMoV

11.000.800.20～13.00～1.20～0.50

4.80

1.000.80～5.50～1.50～1.15

Processedlayer

M7C350μm50 um

EB 照射処理を 40 kV，1～4 mA の出力条件にて行った．また走査い灰色）が加工層では消失している（図 2(c)）．一方，表面には成条件はピッチ 0.04 mm，周波数 10 kHz とし，最終的な走査速度 0.4

長方位の異なる微細な樹枝状組織が観察された（図 2(a)）．これはm/s とした．試料評価として，光学顕微鏡，SEM による表面およEB 照射熱により局所的に溶融し，その後急冷されることにより，び断面観察，XRD による相同定，電子線プローブマイクロアナラ

M7C3 の析出前に急速に凝固成長した結果だと考えられる．SKD61

イザー（EPMA）による元素分析を行い，また照射による硬さの変に関しては，表面にはマルテンサイト変態の痕跡と見られるレン化を調査する為，断面深さ方向のマイクロビッカース硬さを荷重ズ状の起伏が見られ（図 2(b)），また断面から SKD61 に特有な白10gf，15s 保持にて測定した．

い斑点状に観察される VC 微粒子が加工層では消失している（図2(d)）．このような EB 照射による加工層に関しては，これまでに3. 実験結果および考察

も SKD11 へのレーザー加工 10) や大面積電子ビーム照射 4) および

3.1. EB 照射による金型鋼の微細組織，結晶相及び硬さに与えSKD61への電子ビーム照射5) においても同様の加工層の形成が報る影響告されている．

セラミックスと複合化を行う前に，まず EB 照射により金型鋼これらの加工層の構成相を確認する為，電流条件を変え EB 照母材が受ける影響を調査した．EB 照射後（4mA）の SKD11 およ射を行った各金型鋼試料に対し XRD 測定を行った結果を図 3 にび SKD61 各試料の表面および断面の SEM 観察結果を図 2 に示示す．まず SKD11 に関して，EB 照射前および 1 mA 照射試料です．どちらの金型鋼においても，EB 照射により表面付近に厚さ40はフェライト相（α相）の母相に僅かな M7C3 が存在しているのにμm 程度の加工層が形成された．SKD11 に関しては，断面下部に対し，2 mA 以上の EB 照射後では，すべてオーステナイト相（γ見られる SKD11 に特有のクロムと鉄の複炭化物（M7C3）の相（濃相）に変化している．これは，上記の観察結果を考慮すると，EBg
a4mA

M7C3Intensity (a.u.)

4mA

Intensity (a.u.)

a2mA

302mA

1mA1mAAs received

As received

4050602θ [Cu-Kα] (deg.)

708090304050602θ [Cu-Kα] (deg.)

708090照射により SKD11 が溶融する際，M7C3 も融解し，均一な融液となり，それが急速凝固する過程において，Cr（12％）
およびC（1.5％）が母相中に過飽和に固溶することで，γ相が非平衡相として室温で準安定化した状態であると考えられる．一方，SKD61 においては，照射前後で母相であるα相に変化は見られなかった．しかしながら，電流値が 2 mA 以上の場合，各ピークがブロードになり，これは表面観察からも示唆されるようにマルテンサイト変態により微細なα’相バリアントが生成した為であると考えられる．
EB 照射した金型鋼に対し，表面から深さ方向のビッカース硬さを測定した結果を図 4に示す．
ここでは，金型鋼と比較するため，純鉄（ME1F）に対する照射結果も示してある．まず，焼入れ前のSKD11 母材の硬さはおよそ 250HV を示したが，EB 照射により表面から 50μm 付近より徐々に硬度が上昇し，表面付近では500HVに達した．この硬化挙動はレーザー加工で確認された硬度上昇と一致する 10)．また，上述の断面観察および，XRD の結果より，この硬度上昇はマルテンサイト変態によるものではなく，γ相中への Cr や C などの合金元素の固溶強化と組織微細化によるものであると考えられる．一方，SKD61 に関しては，母相が 200HV 程

図 5. セラミックス粉末を塗布しEB照射 (4mA) した
SKD11基板の断面SEM像，(a) SiC 粉末(b) TiN 粉末度であったのに対し，表面から 50μm 付近より急激に硬度が上昇し，表面付近では 700HV に達している．ここでの硬度上昇は，SEM 観察および XRD の結果より EB 照射後の冷却時におけるマ3.2. EB 照射によるセラミックス粉末とSKD11 母材との溶融複合層の形成ルテンサイト変態による硬化が主な要因であると考えられる．こ次に，EB 照射により硬質セラミックス粉末を SKD11 表面に溶のように EB 照射のみによっても，金型鋼の硬さは上昇すること

融複合化する実験を行った．本研究では，複合化するセラミックがわかった．純鉄は EB 照射により特に硬度が変化しなかったこ

ス材料として，炭化珪素（SiC），窒化チタン（TiN），超硬（WC）とから，EB 照射による加熱およびその後の急冷により，合金元素および超硬合金（WC-Co）の各粉末を用いた．

が母相中に固溶し，組織が微細化することで硬度が上昇したと言まず，SiC およびTiN 粒子を塗布し，EB 照射した試料についてえる．特にSKD61 の場合に顕著な硬度上昇がみられたが，マルテ断面観察をした結果を図 5 に示す．SiC に関しては，表面に僅かンサイト変態に起因する表面起伏が生じる為，表面性状に大きなに付着している様子がみられるが，基材との複合化は生じていな影響を与えることが予想される．このため，これ以降のセラミッい．また，TiN については，一部の粒子が基材内部に存在しておりクス粉末との溶融複合化形成の実験は，EB 照射により均一なγ相表面付近にも部分的に複合化している様子が見られるが，コーテの加工層が得られる SKD11 を用いて行うこととした．

ィングとしては充分ではない．この要因として，これらのセラミックス材料が絶縁性を有しかつ低密度のため，EB 照射時のチャージアップや熱衝撃により，ほとんどの粉末粒子が飛散しており，Vickers hardness, HV10gf800複合層形成は得られなかったと考えられる．一方，導電性およびSKD61 + EB

700

比較的高い比重を有するWC 粉末を用いて同様の実験を行ったと

SKD11 + EB

600

ころ，表面での残存量は増大したものの，今度は WC 粒子のみがPure iron + EB
500

溶融し，下層への熱流を遮蔽したため，基材が溶融せず，ここで400も溶融複合化は生じなかった．
次にCo をバインダーとして含むWC-Co 粉末を使用した実験結

300

果を示す．SKD11 試料に対し，WC-Co 粉末を塗布し EB 照射200(4mA)を施した試料の表面および断面の SEM 像を図 6 に示す．表100

面観察から，明るいコントラストで示される WC が偏在している0050100150200

様子が見られ，断面には加工層内に WC をリッチに含むコントラDistance from the surface (μm)

ストの異なる領域がマーブル様に存在している．この白いマーブ

図 4. EB 照射した SKD11，SKD61 および純鉄基板の深さ方向の硬さ分布

ル模様を示す組織が WC-Co をどのように含んでいるかを確認する為，EPMA により作成した元素マップを図 7 に示す．SEM 像

gIntensity ( a.u.)

WC-Co + EB

Processedlayer

WC
W2C
Co

EB only

304050607080902θ [Cu-Kα] (deg.)

WC rich
Co および W2C で覆われているのはなく，部分的に母材が露出していることが示唆され，上記観察結果と一致する．WC だけでな50 μm

く，W2C が存在していることから，W-C 系の状態図 11) より， EB
照射により WC が分解する温度（ > 2750℃）まで上昇したのち，さらにその W2C が溶融し，すでに溶融している母材および Co と融合し，それらが急速冷却時に固溶体として凝固したものと考えに見られる加工層内の白い領域と対応するのは，WとCoであり，られる．通常，WC-Co の状態図 12) からは連続的な組成を有する

C は加工層内に比較的均一に分散しており，顕著に対応していな固溶体は形成されないと考えられるが，本研究で用いた EB 照射いように見える．一方，この白い領域内では Fe や Cr と言った母条件では溶融状態からの急速冷却となるため，非平衡相として固材の元素濃度が低い傾向が見て取れる．また，加工層全体に Co の溶体が存在している可能性がある．また，2WC → W2C + C と分成分が含まれており，Co がバインダーとして機能していることが解することにより余剰 C が存在していることが示唆され，上記確認できた．さらに，このマーブル模様の界面はぼやけており，EPMA の結果においてC が加工層全体に分布している状況を説明

はっきりとした析出物－母相界面を形成せず，濃度勾配を有するできる．

固溶体を生成していると考えられる．

図 9 にWC-Co 粉末を塗布後EB 照射したSKD11 試料の深さ方

次に，SKD11 に対し WC-Co 粉末を塗布した場合と，塗布して向の硬度分布を示す．WC-Co の存在により図 4 で示したEB 照射

いない場合の EB 照射後の XRD パターンを図 8 に示す．WC-Coのみの結果と比較して表面付近（～20μm）での硬度が上昇し，最粉末を塗布後EB 照射した試料では，WC だけでなく W2C が存在

高で 1000HV に達した 13)．通常の超硬合金の硬度は WC 粒径やバしていることがわかる．また，母材が EB 照射された際に生成すインダー組成により 1000～1800HV 程度の値をもつことから，上るγ相も僅かながら見られることから，EB 処理表面全体が WC，記硬度上昇の要因は，EB 照射により SKD11 表面において WC-Co

図 7. WC-Co粉末を塗布しEB照射したSKD11試料断面の面分析結果（元素マッピング）

と母材の溶融複合層が形成された為であると考えられる．また，2012012）の援助を受け実施されたものです．ここに謝意を表しまWC-Co を含む複合層を有する試料において，硬度が傾斜分布してす．また，本研究は陳中春教授（鳥取大学），音田哲彦准教授（鳥いる様子が見られるが，本実験で得られた複合層において WC-Co

取大学），上原一剛准教授（鳥取大学付属病院）との共同研究にての面内分布の不均一性が大きいことから，深さ方向への傾斜組成行われました．電子ビーム加工機の利用に際しては多田電機㈱様による硬度傾斜ではなく， WC-Co 分布の不均一性を反映していのご協力を賜りました．ここに記して御礼申し上げます．

るものと考えられる．

参考文献

Vickers hardness, HV10gf

1200

WC-Co
TiN
SiC
without powder10008001)

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2)

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6004)
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200

Distance from the surface (μm)

図 9. SKD11 基板にセラミックス粉末を塗布し EB 照射した試料における深さ方向の硬度分布

4. 結言

7)

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EB 照射により金型用工具鋼が受ける影響および，EB 照射により硬質セラミックス粒子を溶融コーティングする手法を検討した

11)

A.S. Kurlov and A.I. Gusev：Inorganic Materials, Vol. 42, No. 2,(2006), 121.

ところ以下の知見を得た．
(1) EB 照射のみを施した SKD11 の表面には，EB 照射により溶12)Hard Mater., Vol. 29, (2011) , 405.

融状態から急速凝固することにより微細な樹枝状組織が形成され，Cr やC 等を過飽和に含んだオーステナイト（γ）相として存在する．このγ相では，組織の微細化と固溶強化により，硬度が 500HV 程度まで上昇した．
(2) SKD61 を用いた場合でも，VC 析出物が消失した均一な加工層が形成され，冷却時に生じたマルテンサイト変態により表面硬度が700HV に達した．
(3) 硬質セラミックス粒子材料として，SiC および TiN を用いた
場合，塗布された粉末粒子のほとんどがEB 照射時に飛散し，基材との複合層は形成されなかった．また，WC 粉末を用いた場合，粒子の飛散は抑制されたが，基材の溶融が妨げられたため複合層形成は生じなかった．
(4) WC-Co 粉末を塗布しEB 照射を行うことによりWC-Co と基板母材との複合層が形成された．ただし，この複合層の形成は不均一であり，母材表面を完全に被覆するには至らなかった．
(5) 上記複合層が形成されたことで，表面付近 (≦20μm) の平均硬度が1000HV 程度に達した．

謝辞
本研究は公益財団法人 天田財団による一般研究開発助成（AF-C.M. Fernandes and A.M.R. Senos：Int. J. Refractory Metals and13)

T. Akao, Y. Sakurai, T. Onda, K. Uehara, and Z.-C. Chen：
Procedia Eng., Vol. 81, (2014), 1939.