ダイカスト用金型
【課題】ダイカスト製品の金型への焼き付きを抑制し生産効率を高めるとともに耐久性に優れるダイカスト用金型の提供。
【解決手段】工具鋼からなる金型基材（２）の一部に、酸化物、炭化物、窒化物及び炭窒化物のうちの少なくとも１つ以上の化合物を含む表面処理層の付与されたキャビティ部（１００）を有するアルミニウム合金ダイカスト用金型である。表面処理層の表面（３ａ）には０．５μｍ〜５．０μｍの算術平均表面粗さＲａで微細凹凸を与えるとともに、微細凹凸の局部山頂の平均間隔Ｓを０．５μｍ〜５０μｍ、且つ、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としたことを特徴とする。
【解決手段】工具鋼からなる金型基材（２）の一部に、酸化物、炭化物、窒化物及び炭窒化物のうちの少なくとも１つ以上の化合物を含む表面処理層の付与されたキャビティ部（１００）を有するアルミニウム合金ダイカスト用金型である。表面処理層の表面（３ａ）には０．５μｍ〜５．０μｍの算術平均表面粗さＲａで微細凹凸を与えるとともに、微細凹凸の局部山頂の平均間隔Ｓを０．５μｍ〜５０μｍ、且つ、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としたことを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具鋼からなる金型基材の一部にキャビティ部を加工したアルミニウム合金ダイカスト用金型に関し、特にダイカスト製品の金型への焼き付きを抑制できるダイカスト用金型に関する。
【背景技術】
【０００２】
金型のキャビティ内にアルミニウム合金からなる合金溶湯を圧入し凝固させるダイカスト鋳造において、金型のキャビティ表面の溶損は、ダイカスト製品の寸法精度を低下させ、金型の耐久性を損ねてしまう。また、金型へのダイカスト製品の焼き付きは、生産効率の大幅な低下を生じさせてしまう。この「溶損」と「焼き付き」の問題に対してはそれぞれ種々の対策が施されるが、これらは独立した問題ではなく、焼き付きが生じることで溶損を生じ易くなるとも考えられている。そこで耐焼付性に優れたダイカスト用金型の開発が優先視され得る。
【０００３】
ところで、合金溶湯の圧入と凝固したダイカスト製品の取り出しを繰り返し行うダイカストプロセスでは、この熱サイクルによる金型でのヒートクラックの発生やこれを起点とした欠損が金型に対するプロセス上の基本的な問題となっていた。これに対して、金型のキャビティ表面を中心に耐熱衝撃性に優れるとともに、高い硬さを有する表面処理層を付与することが広く行われた。
【０００４】
例えば、特許文献１では、工具鋼の一種であるＳＫＤ材よりも一般的に硬さの低いＳＣＭ材からなる金型のキャビティ表面に対して、ショットピーニング処理、浸硫窒化処理、及び、第２のショットピーニング処理を順に施した金型が開示されている。表面処理層は０．１〜０．２ｍｍ程度の厚さであって、ショットピーニング処理により１２００ＭＰａよりも大きな残留圧縮応力を付与されて耐熱衝撃性を高められるとともに、ビッカース硬度にして７００以上の高い硬さを付与され得ると述べている。ここで、キャビティ表面の表面粗さは、クラックの起点となることを抑制するよう、ＪＩＳ規格で定義される表面粗さの１種であるＪＩＳ Ｂ ０６０１−２００１における最大高さで８μｍ以下の平滑面とすることが好ましいとしている。
【０００５】
特許文献１に開示されたような表面処理層を有する金型でも耐焼付性を向上させる処理が併せて行われる。同文献では、表面処理層である窒化層に硫化鉄を含有させることでキャビティ表面に潤滑性を付与し耐焼付性を向上させ得ることを開示している。
【０００６】
更に、例えば、特許文献２では、ＳＫＤ６１材のような工具鋼からなる金型のキャビティ表面にコランダム構造を有する酸化物からなる表面処理層を与えることが開示されている。かかる表面処理層は、各種の合金溶湯と化学的に反応し難く、金型に高い耐焼付性を付与することが出来ると述べている。更に、表面処理層の表面欠陥を抑制することで耐焼付性をより向上できることを述べた上で、その表面粗さは、特許文献１と同様のＪＩＳ規格で定義される表面粗さにおいて、算術平均粗さＲａを０．１μｍ以下の平滑面とすることが好ましいとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−１４８３６２号公報
【特許文献２】特開２０１０−５８１３５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献２では、このキャビティ表面の表面処理層の平滑化が耐焼付性を向上させ得ると述べている。一方、特許文献１では、ショットピーニング処理などの粗面を与える傾向にある表面加工をキャビティ表面の表面処理層に施しながらも、キャビティ表面の平滑化が好ましいと述べ、結果として、ダイカスト製品の金型への焼き付きを抑制することになる。このような表面処理層の平滑化による耐焼付性の改善方法において、平滑化のための加工精度を過度に要求することは、加工コストを上昇させ、また一定の耐焼付性を維持するための耐久性の確保が困難となってしまう。
【０００９】
本発明は、上記したような状況に鑑みてなされたものであって、本発明の目的とするところは、ダイカスト製品の金型への焼き付きを抑制し生産効率を高めるとともに耐久性に優れるダイカスト用金型を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は、金型のキャビティ表面に同じ表面粗さの平滑面を機械加工してもアルミニウム合金ダイカスト製品の金型への焼き付きの発生率に差があることに着目した。鋭意研究を重ねた結果、同じ表面粗さの平滑面であっても、微細な凹凸部の形状が焼き付きに影響を与えることを見いだし、本発明に至った。
【００１１】
そこで、本発明によるダイカスト用金型は、工具鋼からなる金型基材の一部に、酸化物、炭化物、窒化物及び炭窒化物のうちの少なくとも１つ以上の化合物を含む表面処理層の付与されたキャビティ部を有するアルミニウム合金ダイカスト用金型であって、前記表面処理層の表面には０．５μｍ〜５．０μｍの算術平均表面粗さＲａで微細凹凸を与えるとともに、前記微細凹凸の局部山頂の平均間隔Ｓを０．５μｍ〜５０μｍ、且つ、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としたことを特徴とする。
【００１２】
かかる発明によれば、微細凹凸の形状によりアルミニウム合金からなる合金溶湯との接触を制御し、アルミニウム合金ダイカスト製品の金型への焼付を抑制し生産効率を高めるとともに、金型の耐久性を向上させるのである。
【００１３】
上記した発明において、前記表面処理層の下部には、ＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）、Ａｌ及びＳｉの単体、これらの合金、これらを含む化合物からなる中間層を与えたことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、表面処理層に近い熱膨張係数とより高い靱性を有する中間層を表面処理層の下部に与えて同部分を起点とする表面処理層の破壊を抑制し、金型の耐久性を向上させ得るのである。
【００１４】
上記した発明において、前記表面処理層及び前記中間層の厚さの合計が１〜３０μｍであることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、表面処理層の破壊を抑制しつつ、溶損による表面処理層の減失を抑制できて、金型の耐久性を向上させ得るのである。
【００１５】
上記した発明において、前記金型基材の表面に窒化処理を与えたことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、高い密着性を有する表面処理層を金型表面に付与し得て、金型の耐久性を向上させ得る。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明によるダイカスト用金型の斜視図である。
【図２】本発明によるダイカスト用金型のキャビティ部の断面斜視図である。
【図３】本発明によるダイカスト用金型の表面近傍の拡大断面図である。
【図４】本発明によるダイカスト用金型の第１の製造方法の工程を示す図である。
【図５】本発明によるダイカスト用金型の第２の製造方法の工程を示す図である。
【図６】本発明によるダイカスト用金型の第３の製造方法の工程を示す図である。
【図７】評価試験の条件と測定結果を示す図である。
【図８】試験片表面の走査型電子顕微鏡による写真である。
【図９】試験片表面の走査型電子顕微鏡による写真である。
【図１０】試験片表面の走査型電子顕微鏡による写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明による１つの実施例であるダイカスト用金型について、図１乃至図３を用いてその詳細を説明する。
【００１８】
図１に示すように、金型１は、一対で組み合わされて形成される空間であるキャビティ部１００内に湯口１０１からアルミニウム又はアルミニウム合金（以下、単に「Ａｌ合金」と称する。）溶湯を圧入し、これを凝固させて取り出してダイカスト製品を製造するためのダイカスト製品用金型である。なお、図１では、一対の金型の一方のみを図示している。
【００１９】
金型１は、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた一般的な表面処理金型であるが、表面層３の表面に所定の形状
を与えられている。すなわち、表面層３の表面形状以外は、公知の金型である。
【００２０】
金型１の本体である金型基材２は、熱間工具鋼からなり、典型的には、ＳＫＤ６１であるが、ＳＫＤ４、ＳＫＤ５、ＳＫＤ６、ＳＫＤ７、ＳＫＤ８、ＳＫＤ６２などの公知の金型用の素材であってもよい。
【００２１】
図２のキャビティ部１００の断面を併せて参照すると、機械加工によってダイカスト製品相似の所定の形状を与えられたキャビティ部１００の表面には、金型基材２と比較してより高い硬さを有し、且つ、Ａｌ合金溶湯と化学的に反応しにくい化合物を含む表面層３が付与されている。図２の実施形態では、表面処理層は、表面層３、中間層４及び窒化処理層２ｂから構成されている。表面層３に含まれる化合物は、典型的にはＴｉＡｌＮであって、金型基材２にＴｉＡｌＮを１〜９５ｖｏｌ％の範囲で含む。後述するように、表面層３の表面には、本実施例の特徴である凹凸面３ａが形成されるが、かかる凹凸面３ａの形成とその保持のためには、化合物の量を多く含むことが好ましい。例えば、７０ｖｏｌ％以上、好ましくは８０ｖｏｌ％以上、典型的には、８５ｖｏｌ％程度含むことが好ましい。なお、表面処理層は、表面層３のみから構成されていてもよいし、表面層３及び窒化処理層２ｂから構成されていてもよい。また、表面層３及び中間層４から構成されていてもよい。
【００２２】
表面層３のＴｉＡｌＮは、上記したような高い硬さを有し、且つＡｌ合金溶湯と化学的に反応しにくい特性を有する他の化合物、例えば、ＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３、Ｆｅ３Ｏ４、ＣｒＯ、ＮｉＯ、ＣｏＯなどの酸化物、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＶＣ、Ｍｏ２Ｃ、ＣｒＣ、ＷＣなどの炭化物、ＴｉＮ、ＣｒＮ、ＦｅＮ、Ｎｉ３Ｎ、ＣｏＮ、ＺｒＮ、ＨｆＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＡｌＮなどの窒化物、ＴｉＣＮ、ＣｒＣＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＣｒＡｌＣＮなどの炭窒化物であってもよい。典型的には、これらの化合物を金型基材２の素材に１〜９５ｖｏｌ％の範囲で含み、上記同様、凹凸面３ａの形成とその保持のためには、７０ｖｏｌ％以上、好ましくは８０ｖｏｌ％以上、典型的には、８５ｖｏｌ％程度含むことが好ましい。
【００２３】
表面層３と金型基材２との間には中間層４を与えてもよい。中間層４は、表面層３よりも高い靱性を有するとともに、表面層３と金型基材２との間の硬さを有する。かかる中間層４は、表面層３と金型基材２との間における靱性や硬さなどの不連続性を緩和するように与えられる。また、他の物理的及び機械的性質の不連続性の緩和、特に熱膨張率差の緩和を与えることが好ましい。例えば、中間層４は、ＣｒＮからなる若しくは金型基材２にこれを含む第１中間層４ａと、その上のＴｉＡｌＮからなる若しくは金型基材２にこれを含む第２中間層４ｂとの２層で構成される。更に、金型基材２のうち、中間層４と接する面の近傍に窒素を拡散させて、窒素の拡散を与えていない非処理層２ａに対して硬さを高めた窒化処理層２ｂを与えてもよい。
【００２４】
中間層４のＣｒＮ及びＴｉＡｌＮは、ＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）、ＶＩａ元素族（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）、Ａｌ及びＳｉの単体、これらの合金、これらを含む化合物などで適宜、置換され得る。すなわち、ＣｒＡｌ、ＴｉＡｌなどの合金や、ＣｒＣ、ＴｉＣ、ＣｒＡｌＣ、ＴｉＡｌＣ、ＶＣ、Ｍｏ２Ｃ、ＷＣ、ＴａＣ、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＨｆＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＣｒＮ、ＣｒＡｌＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＳｉＮ、ＴｉＣＮ、ＣｒＣＮ、ＴｉＡｌＣＮ及びＣｒＡｌＣＮなどの化合物において適宜、置換され得る。更に、中間層４は、単層又は３層であってもよい。つまり、中間層４は単層構造又は３層以下の多層構造を有する。
【００２５】
なお、表面層３はこれに付加される衝撃力などで脱離しないよう、一方で、表面層３の溶損による滅失を防止するよう、表面層３と中間層４の厚さの合計は1〜３０μｍ、好ましくは３〜１５μｍとされる。
【００２６】
ところで、表面層３の表面には、凹凸面３ａが形成され、この凹凸面３ａの表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満である。
【００２７】
ここで、図３に示すように、凹凸面３ａ近傍の断面において、凹凸を平均化して直線で構成された単純な形状からなる仮想断面の形状を鎖線で示す。ここにおいて、算術平均粗さＲａは表面に沿った所定の長さの検定線を横切る凸部５ａ及び凹部５ｂの最大高低差の平均である。つまり、仮想断面においては凸部頂点５ａ’と凹部頂点５ｂ’との高低差と同義である。また、局部山頂の平均間隔Ｓは検定線を横切る隣り合う凸部５ａの頂部の間隔である。つまり、仮想断面においては隣り合う凸部頂点５ａ’同士の間隔となる。なお、Ｓ／Ｒａ比は、結果として、凸部頂点５ａ’及び凹部頂点５ｂ’を結ぶ直線の傾斜度を表す指数となる。
【００２８】
この算術平均粗さＲａ及び局部山頂の平均間隔Ｓの定義によれば、上記した表面層３の凹凸面３ａは、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としているので、凸部頂点５ａ’及び凹部頂点５ｂ’を結ぶ直線の傾斜が所定値よりもより急な傾斜であることを意味している。つまり、凹凸面３ａの凸部５ａの側面は、急峻であるといえる。
【００２９】
上記したような所定の形状の凹凸面３ａを少なくともキャビティ部１００の表面層３に与えることにより、金型１へのダイカスト製品の焼き付きを抑制できる。これにより、ダイカスト製品の生産効率を高めつつ、結果として、金型１の溶損を防ぐことができて耐久性を向上させ得るのである。
【００３０】
なお、中間層４は、上記したように表面層３に近い熱膨張係数を有することで金型基材２と表面層３の熱膨張係数の差によって生じる歪みを吸収できるとともに、表面層３よりも高い靱性を有することで表面層３の下部にかかる応力を低減できる。かかる中間層４を２層又は３層の複層とすることで、金型基材２と表面層３の間の物理的及び機械的性質の不連続を段階的に吸収し、表面層３と金型基材２との接合を良好に出来得る。これにより、表面層３の下部を起点とする表面層３の破壊を抑制し、ダイカスト用の金型１の耐久性を向上させ得る。また、表面層３と中間層４の厚さの合計を所定の範囲内とすることで表面層３の破壊を抑制しつつ、溶損による表面層３の滅失を抑制できて、ダイカスト用の金型１の耐久性を向上させ得る。
【００３１】
＜第１の製造方法＞
次に、上記した凹凸面３ａをキャビティ部１００の表面層３に与えた金型１００の第１の製造方法について図４に沿って説明する。
【００３２】
図４に示すように、窒化処理ステップ（Ｓ１）では、熱処理によりその硬さを調整された金型基材２に機械加工したキャビティ部１００の表面に窒化処理層２ｂを与える。例えば、ガス窒化法、液体窒化法、イオン窒化法、プラズマ窒化法などの公知の窒化処理方法によって窒素を表面から拡散させる。また、浸炭処理や炭窒化処理などを金型基材２に施してもよい。また、圧縮残留応力を与えるためのショットピーニングなどを適宜、行ってもよい。
【００３３】
中間層形成ステップ（Ｓ２）では、窒化処理層２ｂの上から公知のＰＶＤ（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法やＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法を用いて、上記した中間層４、つまり第１中間層４ａ及び第２中間層４ｂを順次、与える。例えば、イオンプレーティング装置内に第１中間層４ａに含まれる化合物を形成するために必要な元素を含むターゲットを配置し、反応ガス分圧を１〜１０Ｐａの範囲で制御しつつメタン及び窒素を供給し、イオンプレーティングを施す。続いて、ターゲットを第２中間層４ｂに含まれる化合物を形成するために必要な元素を含むものに変更し、同様の処理を施す。中間層４の厚さについては、イオンプレーティングの実施時間により調節され得る。
【００３４】
次に、表面層形成ステップ（Ｓ３）では、中間層４の上から公知のＰＶＤ法やＣＶＤ法を用いて表面層３を与える。かかるステップも、中間層形成ステップ（Ｓ２）と同様のイオンプレーティングによって行われ得る。
【００３５】
次に、ショットブラストステップ（Ｓ４）により上記した表面層３の表面に凹凸面３ａ、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満の表面粗さの面を与える。ここで、ショットブラストで投射するメディアは、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）粒子などであって、その粒度は投射ガス圧力などに依存して適宜調整し得るが、典型的には、粒度＃６０（平均粒径２５０μｍ）程度、及び、投射ガス圧力約４気圧である。また、投射密度（総面積に対する打痕総面積の割合）は、９０％以上であることが好ましい。
【００３６】
以上により、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた表面処理金型であって、表面層３の表面に所定の凹凸面３ａを与えた金型１を得ることが出来る。
【００３７】
＜第２の製造方法＞
図５に示すように、第２の製造方法は、上記した第１の製造方法とは異なり、窒化処理ステップ（Ｓ１）と中間層形成ステップ（Ｓ２）との間に、ショットブラストステップ（Ｓ４’）を与える。
【００３８】
窒化処理ステップ（Ｓ１）は第１の製造方法と同様である。かかる窒化処理面にショットブラストにより上記した凹凸面３ａの形状と相似形状の表面を与える（ショットブラストステップ（Ｓ４’））。ショットブラストの条件は、第１の製造方法のショットブラストステップ（Ｓ４）と同様である。
【００３９】
次に、中間層形成ステップ（Ｓ２）では、ショットブラストステップ（Ｓ４’）で形成された微細な凹凸を失わない程度に薄い第１中間層４ａ及び第２中間層４ｂを与える。かかるステップは、第１の製造方法と同様に、ＰＶＤ法により与え得る。
【００４０】
更に、表面層形成ステップ（Ｓ３）では、中間層４の上から、微細な凹凸を失わないように薄く表面層３を与える。かかるステップについても、第１の製造方法と同様に、ＰＶＤ法により与え得る。
【００４１】
以上により、表面層３に上記した凹凸面３ａ、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満の表面粗さの面を与え得る。すなわち、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた表面処理金型であって、表面層３の表面に所定の凹凸面３ａを与えた金型１を得ることが出来る。
【００４２】
＜第３の製造方法＞
図６に示すように、第３の製造方法は、第１の製造方法と異なり、ショットブラストステップ（Ｓ４）を実施せずに、表面層形成ステップ（Ｓ３’）において上記した凹凸面３ａを与える。
【００４３】
中間層形成ステップ（Ｓ２）までは第１の製造方法と同様である。表面層形成ステップ（Ｓ３’）では、イオンプレーティング方法により、中間層４の上に表面層３を与える。
【００４４】
詳細には、イオンプレーティング装置を用い、表面層３に含まれる化合物を形成するために必要な元素を含むターゲットを使用し、メタン供給量の窒素供給量に対する比を０．６以上、反応ガス分圧を１〜１０Ｐａの範囲で設定して、イオンプレーティングを５〜３０分間施す。ここで、多数の微細なドロップレット（ターゲットから蒸発し液滴となって金型表面に付着し凝固してできた粒子状突起物）を中間層４の上に形成させて、上記した所定の形状の凹凸面３ａを与えることができる。なお、酸化物を含む表面層３を形成させる場合にあっては、イオンプレーティングにより、所定の酸化物を形成するために必要な元素、例えば、Ｆｅ、Ｃｒ等を使用して所定の形状の凹凸面３ａを与えた層を形成させた後に、これを酸化させる。かかる酸化処理は、例えば、大気炉、ホモ処理炉又は塩浴処理炉により、４００〜６００℃で加熱するなどの公知の方法で与えられ得る。
【００４５】
以上により、表面層３に上記した凹凸面３ａ、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満の表面粗さの面を与え得る。すなわち、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた表面処理金型であって、表面層３の表面に所定の凹凸面３ａを与えた金型１を得ることが出来る。
【００４６】
＜評価試験＞
上記した第２の製造方法又は第３の製造方法において図７に示す複数の条件でキャビティ部１００を模した試験片を製造し、その耐焼付性の評価を行った。なお、実施例１乃至１５及び比較例１乃至７のうち、実施例１３〜１５以外は、窒化処理ステップ（Ｓ１）を省略し、実施例１１、１２以外は、中間層形成ステップ（Ｓ２）を省略している。
【００４７】
試験片は、ＳＫＤ６１からなる金型素材をロックウェル硬度４４ＨＲＣとなるように熱処理をし、直径１０ｍｍ、高さ６０ｍｍの円柱体に機械加工した。かかる円柱体の外周面に対して、図７に示す表面処理を施した。
【００４８】
表面処理により得られた試験片の表面については、上記した算術平均粗さＲａと局部山頂の平均間隔Ｓを測定した。算術平均粗さＲａについては表面粗さ測定器を用いて測定した。局部山頂の平均間隔Ｓについては、走査型電子顕微鏡を使用し、試験片の表面に対して５０度傾斜させた方向から凹凸面３ａを撮影して測定した。検定線は５００μｍとして、これを横切る凸部の個数から凸部間の平均間隔Ｓが算出できる。また、表面層に含まれる化合物について、Ｘ線回折装置を使用して定量分析を行い、含有率を算出した。
【００４９】
耐焼き付き性の評価試験については、７５０℃に加熱し溶融させた鋳造用Ａｌ合金（ＪＩＳ ＡＤＣ１２）の溶湯中に試験片を３０秒間浸漬し、溶湯から引き上げた後、室温で試験片表面へのＡｌ合金の付着の度合いを確認して行った。更に、凝固片の付着していた試験片については、凝固片をウエス（布）で摩擦して除去を試みた。この評価において、凝固片の付着の無かった試験片については「◎」、凝固片の付着の有った試験片のうち、ウエスで凝固片を除去できた試験片については「○」、凝固片を完全に除去できず一部に残存した試験片については「△」、ほぼ全面に凝固片の残存した試験片については「×」と評価した。すなわち、「◎」「○」であれば耐焼付性は高いと判断し、「△」「×」であれば耐焼付性は低いと判断される。
【００５０】
以上の評価試験の結果、図７に示すように、実施例１、２、４、６乃至１５の耐焼付性は「◎」、実施例３及び５の耐焼付性は「○」の評価を得ている。つまり、実施例１乃至１５の耐焼付性は高いと判断される。これに対し、比較例３、５及び６の耐焼付性は「△」、比較例１、２、４及び７の耐焼付性は「×」の評価を得ている。つまり、比較例１乃至７の耐焼付性は低いと判断される。これについて詳細を以下に説明する。
【００５１】
ここで実施例１乃至５の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．５〜４．３μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５〜３５μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１．０〜９．６であった。すなわち、算術平均粗さＲａで示されるような凹凸部の最大高低差を一定の範囲にしつつ、局部山頂の平均間隔Ｓで示されるような凸部間隔を小さくし且つＳ／Ｒａ比で示されるような急峻な凸部側面を与えることで、圧入されてくるＡｌ合金溶湯との接触を制御し、焼き付きを抑制できるのである。
【００５２】
図８に実施例４の試験片の表面の走査型電子顕微鏡写真を示す。試験片の表面にはイオンプレーティングによって形成された微細な粒子状突起物であるドロップレットが多数存在し、かかる表面が上記したような凹凸面３ａを与えている。
【００５３】
一方、比較例１乃至７は、上記したショットブラストステップ（Ｓ４’）における製造条件又は表面層形成ステップ（Ｓ３’）における製造条件と異なる条件で凹凸面３ａを与えたため、以下に述べるように良好な結果が得られなかった。まず、比較例１の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．０３μｍである。局部山頂は不明瞭であって平均間隔Ｓは測定不能であった。すなわち、凹凸部の最大高低差が小さく、凹凸部がはっきりしない。かかる場合、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５４】
比較例２の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．１μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで１６μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１６０である。すなわち、凹凸部の最大高低差が非常に小さく、且つ、凸部側面の傾斜は緩やかである。比較例１よりも凹凸部は明瞭であるものの、全体として平坦な凹凸である。図９には、比較例２における試験片の表面の走査型電子顕微鏡写真を示した。実施例４の試験片と比較して、ほとんど凹凸部の無い平坦な面である。かかる場合、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５５】
比較例３の表面粗さは、算術平均粗さＲａで５．８μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで４３μｍ、Ｓ／Ｒａ比で７．４であり、ほぼ実施例３と同様の値であった。図１０には、比較例３における試験片の表面の走査型電子顕微鏡写真を示した。算術平均粗さＲａが大きく、全体として凹凸部の最大高低差が大きく観察される。すなわち、実施例３とは、算術平均粗さＲａが異なることでその表面性状を大きく異にするのである。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５６】
比較例４の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．２μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．３μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１．５である。すなわち、凹凸部の最大高低差と凸部の間隔が共に小さく、凹凸部は極めて微小である。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５７】
比較例５の表面粗さは、算術平均粗さＲａで８．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで５２μｍ、Ｓ／Ｒａ比で６．５であり、算術平均粗さＲａ及び局部山頂の平均間隔Ｓが共に大きく、凹凸部が全体として粗大であると推測される。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５８】
比較例６の表面粗さは、算術平均粗さＲａで４．３μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで５５μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１２．８であり、比較例３や５よりも局部山頂の平均間隔Ｓが更に大きく、凸部側面の傾斜は緩やかであり、凹凸部が全体として少ない平坦面であると推測される。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５９】
比較例７の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．７μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで１５μｍ、Ｓ／Ｒａ比で２１．４であり、凸部側面の傾斜は非常に緩やかであり、全体として平坦面であると推測される。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００６０】
以上のことから、凹凸面３ａの表面粗さを、所定の範囲、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ以上５．０μｍ未満、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ以上５０μｍ未満、Ｓ／Ｒａ比で１０未満とすることで、試験片の耐焼付性を良好にすることができる。なお、算術平均粗さＲａのより好ましい範囲は０．５μｍ以上１．０μｍ未満、局部山頂の平均間隔Ｓのより好ましい範囲は０．５μｍ以上７．０μｍ未満である。また、実施例１３のように表面層の下部に窒化層を与えても、所定の凹凸面３ａを与えることで高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６１】
実施例６乃至１０、１４及び１５は、実施例１乃至５に対し、表面層をＣｒＮからＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＣＮにそれぞれ変更した例である。いずれの試験片の耐焼付性の評価も「◎」であった。つまり、ＣｒＮに限らず、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＣＮを含む表面層であっても、所定の凹凸面３ａを与えることで高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６２】
実施例１１は、表面層をＴｉＡｌＮに変更するとともに、ＣｒＮからなる中間層を表面層の下部に与えた。また、実施例１２は、表面層をＴｉＡｌＮに変更するとともに、ＣｒＮとＴｉＡｌＮの２層からなる中間層を表面層の下部に与えた。この場合であっても、所定の凹凸面３ａを与えることで高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６３】
また、実施例１４及び１５のように、実施例６及び７に対して表面層の下部に窒化層を与えても、所定の凹凸面３ａを与えることで、高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６４】
以上、本発明による実施例を説明したが、本発明は必ずしもこれに限定されるものではなく、当業者であれば、本発明の主旨又は添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、様々な代替実施例及び改変例を見出すことができるであろう。
【符号の説明】
【００６５】
１ 金型
２ 金型基材
３ 表面層
３ａ 凹凸面
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具鋼からなる金型基材の一部にキャビティ部を加工したアルミニウム合金ダイカスト用金型に関し、特にダイカスト製品の金型への焼き付きを抑制できるダイカスト用金型に関する。
【背景技術】
【０００２】
金型のキャビティ内にアルミニウム合金からなる合金溶湯を圧入し凝固させるダイカスト鋳造において、金型のキャビティ表面の溶損は、ダイカスト製品の寸法精度を低下させ、金型の耐久性を損ねてしまう。また、金型へのダイカスト製品の焼き付きは、生産効率の大幅な低下を生じさせてしまう。この「溶損」と「焼き付き」の問題に対してはそれぞれ種々の対策が施されるが、これらは独立した問題ではなく、焼き付きが生じることで溶損を生じ易くなるとも考えられている。そこで耐焼付性に優れたダイカスト用金型の開発が優先視され得る。
【０００３】
ところで、合金溶湯の圧入と凝固したダイカスト製品の取り出しを繰り返し行うダイカストプロセスでは、この熱サイクルによる金型でのヒートクラックの発生やこれを起点とした欠損が金型に対するプロセス上の基本的な問題となっていた。これに対して、金型のキャビティ表面を中心に耐熱衝撃性に優れるとともに、高い硬さを有する表面処理層を付与することが広く行われた。
【０００４】
例えば、特許文献１では、工具鋼の一種であるＳＫＤ材よりも一般的に硬さの低いＳＣＭ材からなる金型のキャビティ表面に対して、ショットピーニング処理、浸硫窒化処理、及び、第２のショットピーニング処理を順に施した金型が開示されている。表面処理層は０．１〜０．２ｍｍ程度の厚さであって、ショットピーニング処理により１２００ＭＰａよりも大きな残留圧縮応力を付与されて耐熱衝撃性を高められるとともに、ビッカース硬度にして７００以上の高い硬さを付与され得ると述べている。ここで、キャビティ表面の表面粗さは、クラックの起点となることを抑制するよう、ＪＩＳ規格で定義される表面粗さの１種であるＪＩＳ Ｂ ０６０１−２００１における最大高さで８μｍ以下の平滑面とすることが好ましいとしている。
【０００５】
特許文献１に開示されたような表面処理層を有する金型でも耐焼付性を向上させる処理が併せて行われる。同文献では、表面処理層である窒化層に硫化鉄を含有させることでキャビティ表面に潤滑性を付与し耐焼付性を向上させ得ることを開示している。
【０００６】
更に、例えば、特許文献２では、ＳＫＤ６１材のような工具鋼からなる金型のキャビティ表面にコランダム構造を有する酸化物からなる表面処理層を与えることが開示されている。かかる表面処理層は、各種の合金溶湯と化学的に反応し難く、金型に高い耐焼付性を付与することが出来ると述べている。更に、表面処理層の表面欠陥を抑制することで耐焼付性をより向上できることを述べた上で、その表面粗さは、特許文献１と同様のＪＩＳ規格で定義される表面粗さにおいて、算術平均粗さＲａを０．１μｍ以下の平滑面とすることが好ましいとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−１４８３６２号公報
【特許文献２】特開２０１０−５８１３５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献２では、このキャビティ表面の表面処理層の平滑化が耐焼付性を向上させ得ると述べている。一方、特許文献１では、ショットピーニング処理などの粗面を与える傾向にある表面加工をキャビティ表面の表面処理層に施しながらも、キャビティ表面の平滑化が好ましいと述べ、結果として、ダイカスト製品の金型への焼き付きを抑制することになる。このような表面処理層の平滑化による耐焼付性の改善方法において、平滑化のための加工精度を過度に要求することは、加工コストを上昇させ、また一定の耐焼付性を維持するための耐久性の確保が困難となってしまう。
【０００９】
本発明は、上記したような状況に鑑みてなされたものであって、本発明の目的とするところは、ダイカスト製品の金型への焼き付きを抑制し生産効率を高めるとともに耐久性に優れるダイカスト用金型を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は、金型のキャビティ表面に同じ表面粗さの平滑面を機械加工してもアルミニウム合金ダイカスト製品の金型への焼き付きの発生率に差があることに着目した。鋭意研究を重ねた結果、同じ表面粗さの平滑面であっても、微細な凹凸部の形状が焼き付きに影響を与えることを見いだし、本発明に至った。
【００１１】
そこで、本発明によるダイカスト用金型は、工具鋼からなる金型基材の一部に、酸化物、炭化物、窒化物及び炭窒化物のうちの少なくとも１つ以上の化合物を含む表面処理層の付与されたキャビティ部を有するアルミニウム合金ダイカスト用金型であって、前記表面処理層の表面には０．５μｍ〜５．０μｍの算術平均表面粗さＲａで微細凹凸を与えるとともに、前記微細凹凸の局部山頂の平均間隔Ｓを０．５μｍ〜５０μｍ、且つ、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としたことを特徴とする。
【００１２】
かかる発明によれば、微細凹凸の形状によりアルミニウム合金からなる合金溶湯との接触を制御し、アルミニウム合金ダイカスト製品の金型への焼付を抑制し生産効率を高めるとともに、金型の耐久性を向上させるのである。
【００１３】
上記した発明において、前記表面処理層の下部には、ＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）、Ａｌ及びＳｉの単体、これらの合金、これらを含む化合物からなる中間層を与えたことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、表面処理層に近い熱膨張係数とより高い靱性を有する中間層を表面処理層の下部に与えて同部分を起点とする表面処理層の破壊を抑制し、金型の耐久性を向上させ得るのである。
【００１４】
上記した発明において、前記表面処理層及び前記中間層の厚さの合計が１〜３０μｍであることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、表面処理層の破壊を抑制しつつ、溶損による表面処理層の減失を抑制できて、金型の耐久性を向上させ得るのである。
【００１５】
上記した発明において、前記金型基材の表面に窒化処理を与えたことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、高い密着性を有する表面処理層を金型表面に付与し得て、金型の耐久性を向上させ得る。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明によるダイカスト用金型の斜視図である。
【図２】本発明によるダイカスト用金型のキャビティ部の断面斜視図である。
【図３】本発明によるダイカスト用金型の表面近傍の拡大断面図である。
【図４】本発明によるダイカスト用金型の第１の製造方法の工程を示す図である。
【図５】本発明によるダイカスト用金型の第２の製造方法の工程を示す図である。
【図６】本発明によるダイカスト用金型の第３の製造方法の工程を示す図である。
【図７】評価試験の条件と測定結果を示す図である。
【図８】試験片表面の走査型電子顕微鏡による写真である。
【図９】試験片表面の走査型電子顕微鏡による写真である。
【図１０】試験片表面の走査型電子顕微鏡による写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明による１つの実施例であるダイカスト用金型について、図１乃至図３を用いてその詳細を説明する。
【００１８】
図１に示すように、金型１は、一対で組み合わされて形成される空間であるキャビティ部１００内に湯口１０１からアルミニウム又はアルミニウム合金（以下、単に「Ａｌ合金」と称する。）溶湯を圧入し、これを凝固させて取り出してダイカスト製品を製造するためのダイカスト製品用金型である。なお、図１では、一対の金型の一方のみを図示している。
【００１９】
金型１は、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた一般的な表面処理金型であるが、表面層３の表面に所定の形状
を与えられている。すなわち、表面層３の表面形状以外は、公知の金型である。
【００２０】
金型１の本体である金型基材２は、熱間工具鋼からなり、典型的には、ＳＫＤ６１であるが、ＳＫＤ４、ＳＫＤ５、ＳＫＤ６、ＳＫＤ７、ＳＫＤ８、ＳＫＤ６２などの公知の金型用の素材であってもよい。
【００２１】
図２のキャビティ部１００の断面を併せて参照すると、機械加工によってダイカスト製品相似の所定の形状を与えられたキャビティ部１００の表面には、金型基材２と比較してより高い硬さを有し、且つ、Ａｌ合金溶湯と化学的に反応しにくい化合物を含む表面層３が付与されている。図２の実施形態では、表面処理層は、表面層３、中間層４及び窒化処理層２ｂから構成されている。表面層３に含まれる化合物は、典型的にはＴｉＡｌＮであって、金型基材２にＴｉＡｌＮを１〜９５ｖｏｌ％の範囲で含む。後述するように、表面層３の表面には、本実施例の特徴である凹凸面３ａが形成されるが、かかる凹凸面３ａの形成とその保持のためには、化合物の量を多く含むことが好ましい。例えば、７０ｖｏｌ％以上、好ましくは８０ｖｏｌ％以上、典型的には、８５ｖｏｌ％程度含むことが好ましい。なお、表面処理層は、表面層３のみから構成されていてもよいし、表面層３及び窒化処理層２ｂから構成されていてもよい。また、表面層３及び中間層４から構成されていてもよい。
【００２２】
表面層３のＴｉＡｌＮは、上記したような高い硬さを有し、且つＡｌ合金溶湯と化学的に反応しにくい特性を有する他の化合物、例えば、ＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３、Ｆｅ３Ｏ４、ＣｒＯ、ＮｉＯ、ＣｏＯなどの酸化物、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＶＣ、Ｍｏ２Ｃ、ＣｒＣ、ＷＣなどの炭化物、ＴｉＮ、ＣｒＮ、ＦｅＮ、Ｎｉ３Ｎ、ＣｏＮ、ＺｒＮ、ＨｆＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＡｌＮなどの窒化物、ＴｉＣＮ、ＣｒＣＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＣｒＡｌＣＮなどの炭窒化物であってもよい。典型的には、これらの化合物を金型基材２の素材に１〜９５ｖｏｌ％の範囲で含み、上記同様、凹凸面３ａの形成とその保持のためには、７０ｖｏｌ％以上、好ましくは８０ｖｏｌ％以上、典型的には、８５ｖｏｌ％程度含むことが好ましい。
【００２３】
表面層３と金型基材２との間には中間層４を与えてもよい。中間層４は、表面層３よりも高い靱性を有するとともに、表面層３と金型基材２との間の硬さを有する。かかる中間層４は、表面層３と金型基材２との間における靱性や硬さなどの不連続性を緩和するように与えられる。また、他の物理的及び機械的性質の不連続性の緩和、特に熱膨張率差の緩和を与えることが好ましい。例えば、中間層４は、ＣｒＮからなる若しくは金型基材２にこれを含む第１中間層４ａと、その上のＴｉＡｌＮからなる若しくは金型基材２にこれを含む第２中間層４ｂとの２層で構成される。更に、金型基材２のうち、中間層４と接する面の近傍に窒素を拡散させて、窒素の拡散を与えていない非処理層２ａに対して硬さを高めた窒化処理層２ｂを与えてもよい。
【００２４】
中間層４のＣｒＮ及びＴｉＡｌＮは、ＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）、ＶＩａ元素族（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）、Ａｌ及びＳｉの単体、これらの合金、これらを含む化合物などで適宜、置換され得る。すなわち、ＣｒＡｌ、ＴｉＡｌなどの合金や、ＣｒＣ、ＴｉＣ、ＣｒＡｌＣ、ＴｉＡｌＣ、ＶＣ、Ｍｏ２Ｃ、ＷＣ、ＴａＣ、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＨｆＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＣｒＮ、ＣｒＡｌＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＳｉＮ、ＴｉＣＮ、ＣｒＣＮ、ＴｉＡｌＣＮ及びＣｒＡｌＣＮなどの化合物において適宜、置換され得る。更に、中間層４は、単層又は３層であってもよい。つまり、中間層４は単層構造又は３層以下の多層構造を有する。
【００２５】
なお、表面層３はこれに付加される衝撃力などで脱離しないよう、一方で、表面層３の溶損による滅失を防止するよう、表面層３と中間層４の厚さの合計は1〜３０μｍ、好ましくは３〜１５μｍとされる。
【００２６】
ところで、表面層３の表面には、凹凸面３ａが形成され、この凹凸面３ａの表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満である。
【００２７】
ここで、図３に示すように、凹凸面３ａ近傍の断面において、凹凸を平均化して直線で構成された単純な形状からなる仮想断面の形状を鎖線で示す。ここにおいて、算術平均粗さＲａは表面に沿った所定の長さの検定線を横切る凸部５ａ及び凹部５ｂの最大高低差の平均である。つまり、仮想断面においては凸部頂点５ａ’と凹部頂点５ｂ’との高低差と同義である。また、局部山頂の平均間隔Ｓは検定線を横切る隣り合う凸部５ａの頂部の間隔である。つまり、仮想断面においては隣り合う凸部頂点５ａ’同士の間隔となる。なお、Ｓ／Ｒａ比は、結果として、凸部頂点５ａ’及び凹部頂点５ｂ’を結ぶ直線の傾斜度を表す指数となる。
【００２８】
この算術平均粗さＲａ及び局部山頂の平均間隔Ｓの定義によれば、上記した表面層３の凹凸面３ａは、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としているので、凸部頂点５ａ’及び凹部頂点５ｂ’を結ぶ直線の傾斜が所定値よりもより急な傾斜であることを意味している。つまり、凹凸面３ａの凸部５ａの側面は、急峻であるといえる。
【００２９】
上記したような所定の形状の凹凸面３ａを少なくともキャビティ部１００の表面層３に与えることにより、金型１へのダイカスト製品の焼き付きを抑制できる。これにより、ダイカスト製品の生産効率を高めつつ、結果として、金型１の溶損を防ぐことができて耐久性を向上させ得るのである。
【００３０】
なお、中間層４は、上記したように表面層３に近い熱膨張係数を有することで金型基材２と表面層３の熱膨張係数の差によって生じる歪みを吸収できるとともに、表面層３よりも高い靱性を有することで表面層３の下部にかかる応力を低減できる。かかる中間層４を２層又は３層の複層とすることで、金型基材２と表面層３の間の物理的及び機械的性質の不連続を段階的に吸収し、表面層３と金型基材２との接合を良好に出来得る。これにより、表面層３の下部を起点とする表面層３の破壊を抑制し、ダイカスト用の金型１の耐久性を向上させ得る。また、表面層３と中間層４の厚さの合計を所定の範囲内とすることで表面層３の破壊を抑制しつつ、溶損による表面層３の滅失を抑制できて、ダイカスト用の金型１の耐久性を向上させ得る。
【００３１】
＜第１の製造方法＞
次に、上記した凹凸面３ａをキャビティ部１００の表面層３に与えた金型１００の第１の製造方法について図４に沿って説明する。
【００３２】
図４に示すように、窒化処理ステップ（Ｓ１）では、熱処理によりその硬さを調整された金型基材２に機械加工したキャビティ部１００の表面に窒化処理層２ｂを与える。例えば、ガス窒化法、液体窒化法、イオン窒化法、プラズマ窒化法などの公知の窒化処理方法によって窒素を表面から拡散させる。また、浸炭処理や炭窒化処理などを金型基材２に施してもよい。また、圧縮残留応力を与えるためのショットピーニングなどを適宜、行ってもよい。
【００３３】
中間層形成ステップ（Ｓ２）では、窒化処理層２ｂの上から公知のＰＶＤ（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法やＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法を用いて、上記した中間層４、つまり第１中間層４ａ及び第２中間層４ｂを順次、与える。例えば、イオンプレーティング装置内に第１中間層４ａに含まれる化合物を形成するために必要な元素を含むターゲットを配置し、反応ガス分圧を１〜１０Ｐａの範囲で制御しつつメタン及び窒素を供給し、イオンプレーティングを施す。続いて、ターゲットを第２中間層４ｂに含まれる化合物を形成するために必要な元素を含むものに変更し、同様の処理を施す。中間層４の厚さについては、イオンプレーティングの実施時間により調節され得る。
【００３４】
次に、表面層形成ステップ（Ｓ３）では、中間層４の上から公知のＰＶＤ法やＣＶＤ法を用いて表面層３を与える。かかるステップも、中間層形成ステップ（Ｓ２）と同様のイオンプレーティングによって行われ得る。
【００３５】
次に、ショットブラストステップ（Ｓ４）により上記した表面層３の表面に凹凸面３ａ、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満の表面粗さの面を与える。ここで、ショットブラストで投射するメディアは、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）粒子などであって、その粒度は投射ガス圧力などに依存して適宜調整し得るが、典型的には、粒度＃６０（平均粒径２５０μｍ）程度、及び、投射ガス圧力約４気圧である。また、投射密度（総面積に対する打痕総面積の割合）は、９０％以上であることが好ましい。
【００３６】
以上により、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた表面処理金型であって、表面層３の表面に所定の凹凸面３ａを与えた金型１を得ることが出来る。
【００３７】
＜第２の製造方法＞
図５に示すように、第２の製造方法は、上記した第１の製造方法とは異なり、窒化処理ステップ（Ｓ１）と中間層形成ステップ（Ｓ２）との間に、ショットブラストステップ（Ｓ４’）を与える。
【００３８】
窒化処理ステップ（Ｓ１）は第１の製造方法と同様である。かかる窒化処理面にショットブラストにより上記した凹凸面３ａの形状と相似形状の表面を与える（ショットブラストステップ（Ｓ４’））。ショットブラストの条件は、第１の製造方法のショットブラストステップ（Ｓ４）と同様である。
【００３９】
次に、中間層形成ステップ（Ｓ２）では、ショットブラストステップ（Ｓ４’）で形成された微細な凹凸を失わない程度に薄い第１中間層４ａ及び第２中間層４ｂを与える。かかるステップは、第１の製造方法と同様に、ＰＶＤ法により与え得る。
【００４０】
更に、表面層形成ステップ（Ｓ３）では、中間層４の上から、微細な凹凸を失わないように薄く表面層３を与える。かかるステップについても、第１の製造方法と同様に、ＰＶＤ法により与え得る。
【００４１】
以上により、表面層３に上記した凹凸面３ａ、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満の表面粗さの面を与え得る。すなわち、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた表面処理金型であって、表面層３の表面に所定の凹凸面３ａを与えた金型１を得ることが出来る。
【００４２】
＜第３の製造方法＞
図６に示すように、第３の製造方法は、第１の製造方法と異なり、ショットブラストステップ（Ｓ４）を実施せずに、表面層形成ステップ（Ｓ３’）において上記した凹凸面３ａを与える。
【００４３】
中間層形成ステップ（Ｓ２）までは第１の製造方法と同様である。表面層形成ステップ（Ｓ３’）では、イオンプレーティング方法により、中間層４の上に表面層３を与える。
【００４４】
詳細には、イオンプレーティング装置を用い、表面層３に含まれる化合物を形成するために必要な元素を含むターゲットを使用し、メタン供給量の窒素供給量に対する比を０．６以上、反応ガス分圧を１〜１０Ｐａの範囲で設定して、イオンプレーティングを５〜３０分間施す。ここで、多数の微細なドロップレット（ターゲットから蒸発し液滴となって金型表面に付着し凝固してできた粒子状突起物）を中間層４の上に形成させて、上記した所定の形状の凹凸面３ａを与えることができる。なお、酸化物を含む表面層３を形成させる場合にあっては、イオンプレーティングにより、所定の酸化物を形成するために必要な元素、例えば、Ｆｅ、Ｃｒ等を使用して所定の形状の凹凸面３ａを与えた層を形成させた後に、これを酸化させる。かかる酸化処理は、例えば、大気炉、ホモ処理炉又は塩浴処理炉により、４００〜６００℃で加熱するなどの公知の方法で与えられ得る。
【００４５】
以上により、表面層３に上記した凹凸面３ａ、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ〜５．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ〜５０μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１０未満の表面粗さの面を与え得る。すなわち、キャビティ部１００の表面にＡｌ合金溶湯との反応性の低い化合物などからなる表面層３を与えられた表面処理金型であって、表面層３の表面に所定の凹凸面３ａを与えた金型１を得ることが出来る。
【００４６】
＜評価試験＞
上記した第２の製造方法又は第３の製造方法において図７に示す複数の条件でキャビティ部１００を模した試験片を製造し、その耐焼付性の評価を行った。なお、実施例１乃至１５及び比較例１乃至７のうち、実施例１３〜１５以外は、窒化処理ステップ（Ｓ１）を省略し、実施例１１、１２以外は、中間層形成ステップ（Ｓ２）を省略している。
【００４７】
試験片は、ＳＫＤ６１からなる金型素材をロックウェル硬度４４ＨＲＣとなるように熱処理をし、直径１０ｍｍ、高さ６０ｍｍの円柱体に機械加工した。かかる円柱体の外周面に対して、図７に示す表面処理を施した。
【００４８】
表面処理により得られた試験片の表面については、上記した算術平均粗さＲａと局部山頂の平均間隔Ｓを測定した。算術平均粗さＲａについては表面粗さ測定器を用いて測定した。局部山頂の平均間隔Ｓについては、走査型電子顕微鏡を使用し、試験片の表面に対して５０度傾斜させた方向から凹凸面３ａを撮影して測定した。検定線は５００μｍとして、これを横切る凸部の個数から凸部間の平均間隔Ｓが算出できる。また、表面層に含まれる化合物について、Ｘ線回折装置を使用して定量分析を行い、含有率を算出した。
【００４９】
耐焼き付き性の評価試験については、７５０℃に加熱し溶融させた鋳造用Ａｌ合金（ＪＩＳ ＡＤＣ１２）の溶湯中に試験片を３０秒間浸漬し、溶湯から引き上げた後、室温で試験片表面へのＡｌ合金の付着の度合いを確認して行った。更に、凝固片の付着していた試験片については、凝固片をウエス（布）で摩擦して除去を試みた。この評価において、凝固片の付着の無かった試験片については「◎」、凝固片の付着の有った試験片のうち、ウエスで凝固片を除去できた試験片については「○」、凝固片を完全に除去できず一部に残存した試験片については「△」、ほぼ全面に凝固片の残存した試験片については「×」と評価した。すなわち、「◎」「○」であれば耐焼付性は高いと判断し、「△」「×」であれば耐焼付性は低いと判断される。
【００５０】
以上の評価試験の結果、図７に示すように、実施例１、２、４、６乃至１５の耐焼付性は「◎」、実施例３及び５の耐焼付性は「○」の評価を得ている。つまり、実施例１乃至１５の耐焼付性は高いと判断される。これに対し、比較例３、５及び６の耐焼付性は「△」、比較例１、２、４及び７の耐焼付性は「×」の評価を得ている。つまり、比較例１乃至７の耐焼付性は低いと判断される。これについて詳細を以下に説明する。
【００５１】
ここで実施例１乃至５の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．５〜４．３μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５〜３５μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１．０〜９．６であった。すなわち、算術平均粗さＲａで示されるような凹凸部の最大高低差を一定の範囲にしつつ、局部山頂の平均間隔Ｓで示されるような凸部間隔を小さくし且つＳ／Ｒａ比で示されるような急峻な凸部側面を与えることで、圧入されてくるＡｌ合金溶湯との接触を制御し、焼き付きを抑制できるのである。
【００５２】
図８に実施例４の試験片の表面の走査型電子顕微鏡写真を示す。試験片の表面にはイオンプレーティングによって形成された微細な粒子状突起物であるドロップレットが多数存在し、かかる表面が上記したような凹凸面３ａを与えている。
【００５３】
一方、比較例１乃至７は、上記したショットブラストステップ（Ｓ４’）における製造条件又は表面層形成ステップ（Ｓ３’）における製造条件と異なる条件で凹凸面３ａを与えたため、以下に述べるように良好な結果が得られなかった。まず、比較例１の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．０３μｍである。局部山頂は不明瞭であって平均間隔Ｓは測定不能であった。すなわち、凹凸部の最大高低差が小さく、凹凸部がはっきりしない。かかる場合、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５４】
比較例２の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．１μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで１６μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１６０である。すなわち、凹凸部の最大高低差が非常に小さく、且つ、凸部側面の傾斜は緩やかである。比較例１よりも凹凸部は明瞭であるものの、全体として平坦な凹凸である。図９には、比較例２における試験片の表面の走査型電子顕微鏡写真を示した。実施例４の試験片と比較して、ほとんど凹凸部の無い平坦な面である。かかる場合、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５５】
比較例３の表面粗さは、算術平均粗さＲａで５．８μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで４３μｍ、Ｓ／Ｒａ比で７．４であり、ほぼ実施例３と同様の値であった。図１０には、比較例３における試験片の表面の走査型電子顕微鏡写真を示した。算術平均粗さＲａが大きく、全体として凹凸部の最大高低差が大きく観察される。すなわち、実施例３とは、算術平均粗さＲａが異なることでその表面性状を大きく異にするのである。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５６】
比較例４の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．２μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで０．３μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１．５である。すなわち、凹凸部の最大高低差と凸部の間隔が共に小さく、凹凸部は極めて微小である。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５７】
比較例５の表面粗さは、算術平均粗さＲａで８．０μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで５２μｍ、Ｓ／Ｒａ比で６．５であり、算術平均粗さＲａ及び局部山頂の平均間隔Ｓが共に大きく、凹凸部が全体として粗大であると推測される。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５８】
比較例６の表面粗さは、算術平均粗さＲａで４．３μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで５５μｍ、Ｓ／Ｒａ比で１２．８であり、比較例３や５よりも局部山頂の平均間隔Ｓが更に大きく、凸部側面の傾斜は緩やかであり、凹凸部が全体として少ない平坦面であると推測される。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００５９】
比較例７の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．７μｍ、局部山頂の平均間隔Ｓで１５μｍ、Ｓ／Ｒａ比で２１．４であり、凸部側面の傾斜は非常に緩やかであり、全体として平坦面であると推測される。かかる場合にあっても、圧入されてくるＡｌ合金溶湯に対して、凹凸部により接触を制御して、焼き付きを抑制することが困難となるのである。
【００６０】
以上のことから、凹凸面３ａの表面粗さを、所定の範囲、すなわち、算術平均粗さＲａで０．５μｍ以上５．０μｍ未満、局部山頂の平均間隔Ｓで０．５μｍ以上５０μｍ未満、Ｓ／Ｒａ比で１０未満とすることで、試験片の耐焼付性を良好にすることができる。なお、算術平均粗さＲａのより好ましい範囲は０．５μｍ以上１．０μｍ未満、局部山頂の平均間隔Ｓのより好ましい範囲は０．５μｍ以上７．０μｍ未満である。また、実施例１３のように表面層の下部に窒化層を与えても、所定の凹凸面３ａを与えることで高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６１】
実施例６乃至１０、１４及び１５は、実施例１乃至５に対し、表面層をＣｒＮからＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＣＮにそれぞれ変更した例である。いずれの試験片の耐焼付性の評価も「◎」であった。つまり、ＣｒＮに限らず、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＣＮを含む表面層であっても、所定の凹凸面３ａを与えることで高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６２】
実施例１１は、表面層をＴｉＡｌＮに変更するとともに、ＣｒＮからなる中間層を表面層の下部に与えた。また、実施例１２は、表面層をＴｉＡｌＮに変更するとともに、ＣｒＮとＴｉＡｌＮの２層からなる中間層を表面層の下部に与えた。この場合であっても、所定の凹凸面３ａを与えることで高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６３】
また、実施例１４及び１５のように、実施例６及び７に対して表面層の下部に窒化層を与えても、所定の凹凸面３ａを与えることで、高い耐焼付性を付与できるのである。
【００６４】
以上、本発明による実施例を説明したが、本発明は必ずしもこれに限定されるものではなく、当業者であれば、本発明の主旨又は添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、様々な代替実施例及び改変例を見出すことができるであろう。
【符号の説明】
【００６５】
１ 金型
２ 金型基材
３ 表面層
３ａ 凹凸面
【特許請求の範囲】
【請求項１】
工具鋼からなる金型基材の一部に、酸化物、炭化物、窒化物及び炭窒化物のうちの少なくとも１つ以上の化合物を含む表面処理層の付与されたキャビティ部を有するアルミニウム合金ダイカスト用金型であって、
前記表面処理層の表面には０．５μｍ〜５．０μｍの算術平均表面粗さＲａで微細凹凸を与えるとともに、前記微細凹凸の局部山頂の平均間隔Ｓを０．５μｍ〜５０μｍ、且つ、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としたことを特徴とするダイカスト用金型。
【請求項２】
前記表面処理層の下部には、ＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）、Ａｌ及びＳｉの単体、これらの合金、これらを含む化合物からなる中間層を与えたことを特徴とする請求項１記載のダイカスト用金型。
【請求項３】
前記表面処理層及び前記中間層の厚さの合計が１〜３０μｍであることを特徴とする請求項１又は２に記載のダイカスト用金型。
【請求項４】
前記金型基材の表面に窒化処理を与えたことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１つに記載のダイカスト用金型。
【請求項１】
工具鋼からなる金型基材の一部に、酸化物、炭化物、窒化物及び炭窒化物のうちの少なくとも１つ以上の化合物を含む表面処理層の付与されたキャビティ部を有するアルミニウム合金ダイカスト用金型であって、
前記表面処理層の表面には０．５μｍ〜５．０μｍの算術平均表面粗さＲａで微細凹凸を与えるとともに、前記微細凹凸の局部山頂の平均間隔Ｓを０．５μｍ〜５０μｍ、且つ、Ｓ／Ｒａ比を１０未満としたことを特徴とするダイカスト用金型。
【請求項２】
前記表面処理層の下部には、ＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）、Ａｌ及びＳｉの単体、これらの合金、これらを含む化合物からなる中間層を与えたことを特徴とする請求項１記載のダイカスト用金型。
【請求項３】
前記表面処理層及び前記中間層の厚さの合計が１〜３０μｍであることを特徴とする請求項１又は２に記載のダイカスト用金型。
【請求項４】
前記金型基材の表面に窒化処理を与えたことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１つに記載のダイカスト用金型。
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図１】
【図２】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図１】
【図２】
【図８】
【図９】
【図１０】
【公開番号】特開２０１２−１８３５４８（Ｐ２０１２−１８３５４８Ａ）
【公開日】平成２４年９月２７日（２０１２．９．２７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−４７１６４（Ｐ２０１１−４７１６４）
【出願日】平成２３年３月４日（２０１１．３．４）
【出願人】（０００００３７１３）大同特殊鋼株式会社 (916)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年９月２７日（２０１２．９．２７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年３月４日（２０１１．３．４）
【出願人】（０００００３７１３）大同特殊鋼株式会社 (916)
【Ｆターム（参考）】
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