金型及びその製造法
【課題】耐熱性及び耐摩耗性に優れた金型を実現できるようにする。
【解決手段】金型は、金型本体と、金型本体を覆い且つ硅素を含むダイヤモンド様薄膜とを備えている。耐熱性のダイヤモンド様薄膜は、基材の表面に形成され、硅素を含み、基材との界面における硅素濃度が、表面における硅素濃度よりも高く、基材との界面と表面との間における硅素濃度の変化が連続的である。
【解決手段】金型は、金型本体と、金型本体を覆い且つ硅素を含むダイヤモンド様薄膜とを備えている。耐熱性のダイヤモンド様薄膜は、基材の表面に形成され、硅素を含み、基材との界面における硅素濃度が、表面における硅素濃度よりも高く、基材との界面と表面との間における硅素濃度の変化が連続的である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐熱性のダイヤモンド様薄膜を備えた金型及びその製造法に関し、特に、少なくとも断続的に３００℃以上の温度に曝される条件において使用される金型及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ダイヤモンドライクカーボンと呼ばれるダイヤモンド様薄膜（ＤＬＣ膜）は硬い薄膜材料であり、非晶質構造を有することから面粗度に優れている。
【０００３】
このため、摺動を伴う機械部品の耐久性向上に近年盛んに用いられている。特に、高度機械部品の集合体である自動車用内燃機関に応用されている（例えば、特許文献１及び２を参照。）。
【０００４】
また、光学ガラス等の高精度のガラス成型においては、形状精度及び面粗度が優れた高精度ガラス成型用金型が必要とされる。成型用金型においては、加熱により金型表面が酸化されるため、面精度の維持が困難である。面精度を維持するために、金型表面を白金等の貴金属を基本組成とした薄膜により被覆することが試みられている。しかし、貴金属材料は硬度が低いために、継続的使用において摩耗による面精度の劣化が生じる。
【０００５】
摩耗による面精度の劣化を防止する方法として、貴金属中に酸化ジルコン（ＺｒＯ2）、酸化チタン（ＴｉＯ2）及び酸化タンタル（Ｔａ2Ｏ3）等の酸化物を分散させた薄膜を用いることにより、貴金属材料の硬度を補う方法が提案されている（例えば、特許文献３を参照。）。また、貴金属中にホウ化チタン（ＴｉＢ2）及びホウ化ジルコン（ＺｒＢ2）等のホウ素化合物を分散させた薄膜を用いたガラス成型用金型も提案されている（例えば、特許文献４を参照。）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００５−３６６６６号公報
【特許文献２】特開２００６−２２６６６号公報
【特許文献３】特公平２−４９２５６号公報
【特許文献４】特公平４−２１６０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、ＤＬＣ膜により被覆した機械備品は、耐熱性が不十分であるという問題がある。ＤＬＣ膜は温度を上げていくと非晶質構造がグラファイト的構造に移行していくため、高温における使用には問題がある。一般にＤＬＣ薄膜の耐熱温度は３００℃〜４００℃前後であり，エンジン内部等の４００℃を超える場所にＤＬＣ膜を適用するためには熱によるＤＬＣ膜の劣化を防止しなければならない。
【０００８】
一方、金型の面精度維持のために用いる薄膜には、平滑性と耐摩耗性と耐熱性を兼ね備えた材料が望まれている。ＤＬＣ膜は、平滑性と耐摩耗性を備えているため、金型の面精度維持のために用いる薄膜として期待されるが、先に述べたように耐熱性が不足するという問題がある。
【０００９】
本発明は、前記従来の問題を解決し、耐熱性及び耐摩耗性に優れたＤＬＣ膜を備えた金型を実現できるようにすることを特徴とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
前記の目的を達成するため、本発明はダイヤモンド様薄膜を、基材との界面における硅素濃度が表面における硅素濃度よりも高く且つ硅素濃度が連続的に変化する構成とする。
【００１１】
具体的に、本発明に係る耐熱性のダイヤモンド様薄膜は、基材の表面を覆うように形成され、硅素を含み、基材との界面における硅素濃度が、表面における硅素濃度よりも高く、基材との界面と表面との間における硅素濃度の変化が連続的であることを特徴とする。
【００１２】
本発明の耐熱性のダイヤモンド様薄膜によれば、基材との界面における硅素濃度が、表面における硅素濃度よりも高いため、ダイヤモンド様薄膜の熱伝導性が低くなり表面の熱が基材との界面側に伝わりにくくなる。従って、ヒートクラックの発生及び基材からの剥離が生じにくくなるので、ダイヤモンド様薄膜の耐熱性が向上する。また、表面における硬度も十分できるため、耐摩耗性と耐熱性とを両立させることができる。さらに、基材との界面と表面との間における硅素濃度の変化が連続的であるため、不連続界面における剥離が生じることがない。
【００１３】
本発明に係る金型は、金型本体と、金型本体を覆い且つ硅素を含むダイヤモンド様薄膜とを備え、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化していることを特徴とする。
【００１４】
本発明の金型によれば、硅素を含むダイヤモンド様薄膜を備え、硅素の濃度が、ダイヤモンド様薄膜の表面において、基材との界面と比べて低く且つ連続的に変化しているため、金型の表面を覆おうダイヤモンド様薄膜にヒートクラック等が生じにくく且つ表面の耐摩耗性も確保できる。従って、長期に亘り面精度を確保することが可能な金型を容易に実現することができる。
【００１５】
本発明の金型において、ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下であることが好ましい。このような構成とすることにより、耐熱性と耐摩耗性とを確実に両立させることができる。
【００１６】
この場合において、ダイヤモンド様薄膜は、金型本体との界面において硅素の濃度が最も高いことが好ましい。
【００１７】
また、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下であることが好ましい。
【００１８】
本発明の金型において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、金型本体との界面における弾性係数よりも大きいことが好ましい。この場合において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が５０ＧＰ以上且つ４００ＧＰａ以下であることが好ましい。
【００１９】
本発明の金型において、ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さいことが好ましい。
【００２０】
本発明の金型において、金型本体は、その表面における算術平均表面粗度が０．１ｎｍ以上且つ３００ｎｍ以下であることが好ましい。
【００２１】
本発明に係る金型の製造方法は、金型本体を準備する工程（ａ）と、金型本体の表面に硅素を含むダイヤモンド様薄膜を形成する工程（ｂ）とを備え、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化するように形成することを特徴とする。
【００２２】
本発明の金型の製造方法によれば、ダイヤモンド様薄膜は、硅素の濃度が、ダイヤモンド様薄膜の表面において、基材との界面と比べて低くなるように連続的に変化するように形成するため、ヒートクラック等が生じにくく且つ表面の耐摩耗性を有するダイヤモンド様薄膜に覆われた金型を容易に実現することができる。
【００２３】
本発明の金型の製造方法において、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下となるように形成することが好ましい。
【００２４】
この場合に、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、金型本体との界面において硅素の濃度が最も高くなるように形成することが好ましい。
【００２５】
また、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下となるように形成することが好ましい。
【００２６】
本発明の金型の製造方法では、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、金型本体との界面における弾性係数よりも大きくなるように形成することが好ましい。
【００２７】
本発明の金型の製造方法では、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さくなるように形成することが好ましい。
【発明の効果】
【００２８】
本発明に係る耐熱性のダイヤモンド様薄膜を備えた金型は、耐熱性及び耐摩耗性に優れた金型を実現できる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜の製造に用いたイオン化蒸着装置を示す概略図である。
【図２】本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜の深さ方向における成分の変化を示すオージェ電子分光分析の結果である。
【図３】本発明の一実施例の変形例に係るダイヤモンド様薄膜の深さ方向における成分の変化を示すオージェ電子分光分析の結果である。
【図４】（ａ）及び（ｂ）は本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜のＤＬＣ膜におけるＳＰ２結合のＳＰ３結合に対する存在比の測定結果を示し、（ａ）は表面におけるラマンスペクトルであり、（ｂ）はテストピースとの界面におけるラマンスペクトルである。
【図５】本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜の耐熱性試験の結果を示すレーザ顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
本発明に係る耐熱性のＤＬＣ膜は、機械部品及び金型等の基材表面を覆う硅素（Ｓｉ）含むダイヤモンド様薄膜（ＤＬＣ膜）である。また、ＤＬＣ膜の基材との界面におけるＳｉ濃度が、表面におけるＳｉ濃度よりも高くなっている。さらに、基材との界面と表面との間においてＳｉ濃度は、連続的に変化している。
【００３１】
本願発明者らは、ＤＬＣ膜中にＳｉを添加することによりＤＬＣ膜の耐熱性が向上することを見いだした。Ｓｉの添加によりＤＬＣ膜の耐熱性が向上する原理は、現在のところ明確ではないが、Ｓｉを添加することによりＤＬＣ膜の熱伝導性が低下し、これによりＤＬＣ膜が外部からの熱を吸収しにくくなるためではないかと考えられる。また、Ｓｉを添加することによりＤＬＣ膜の硬度が低下するため、ＤＬＣ膜に加わる応力が緩和され、ヒートクラックが発生しにくくなるという効果も得られると考えられる。
【００３２】
ＤＬＣ膜の耐熱性はＳｉの添加量が多いほど向上するという知見が得られている。しかし、Ｓｉの添加量が増えると耐摩耗性が低下するため、ＤＬＣ膜全体にＳｉを添加する場合には、Ｓｉの添加量が限られてしまう。また、Ｓｉ添加量が異なるＤＬＣ膜を複数層積層したような場合には、熱伝導率が異なる不連続面が発生するため、剥離が生じやすくなってしまう。
【００３３】
しかし、本発明のＤＬＣ膜は、基材との界面側におけるＳｉ濃度が表面におけるＳｉ濃度よりも高く且つＳｉ濃度は連続的に変化している。このため、ＤＬＣ膜表面における耐摩耗性を確保しつつ耐熱性を向上させることができ、さらに不連続面による剥離のおそれもない。なお、Ｓｉの濃度は連続的に変化していればよく、基材との界面から一旦濃度が上昇した後、表面に向かって濃度が減少するようなパターンであっても問題ない。
【００３４】
本発明における基材の材質は特に限定されない。例えば、金属、セラミックス及び耐熱性プラスチック等を用いることができる。
【００３５】
また、本発明のＤＬＣ膜を機械部品の表面に形成することにより、表面が平滑で潤滑性に優れると共に、耐摩耗性及び耐熱性に優れた機械部品が実現できる。この場合の機械部品は、特に限定されないが、ピストン、ピストンリング及びエンジンバルブ等のエンジン関係の機械部品、溶接ノズル、撚線用ガイドローラ、タービン軸受け並びに軸受け等の断続的又は連続的に３００℃以上の温度に曝される部分に用いられ且つ平滑性、耐摩耗性及び耐熱性が要求される部品である場合に優れた効果が得られる。
【００３６】
また、金型の表面に本発明のＤＬＣ膜を形成することにより、面精度に優れ且つ長期に亘り面精度を維持することができる金型が実現できる。この場合の金型は、特に限定はされないが、成型温度が３００℃以上であるガラス等の成型用金型、過酷なしごき等により局所的に金型表面温度が３００度以上に加熱される冷間プレス金型及び冷間鍛造金型並びに成型温度が５００℃以上である温間鍛造金型等の耐熱性を要求される金型の場合に優れた効果が得られる。
【００３７】
基材とＤＬＣ膜との密着力は、基材表面の表面粗さを一定範囲以内にすることにより密着力をより向上させることができるという知見が得られている。基材表面における表面粗度が小さすぎる場合には、薄膜の基材表面へのアンカー効果が小さくなり、基材とＤＬＣ膜との密着力が低下する。また、表面粗度を小さくするためには、長時間の電解研磨を必要とするためコスト高になってしまう。一方、表面粗度を大きくすることにより、電解研磨時間を短縮してコストを低減することができるが、基材表面の表面粗度がＤＬＣ膜の膜厚よりも大きい場合には、均一に成膜できないおそれがある。従って、基材表面における算術平均表面粗度（Ｒａ）は０．１ｎｍ以上且つ３００ｎｍ以下とすればよく、好ましくは１ｎｍ以上且つ２００ｎｍ以下とすればよい。
【００３８】
ＤＬＣ膜は、スパッタ法、ＤＣマグネトロンスパッタ法、ＲＦマグネトロンスパッタ法、化学気相堆積法（ＣＶＤ法）、プラズマＣＶＤ法、プラズマイオン注入法、重畳型ＲＦプラズマイオン注入法、イオンプレーティング法、アークイオンプレーティング法、イオンビーム蒸着法又はレーザーアブレーション法等の公知の方法により基材の表面に形成することができる。
【００３９】
ＤＬＣ膜を成膜する際に、テトラメチルシラン（ＴＭＳ）等の硅素源となるガスを添加し、添加量を連続的に変化することにより、Ｓｉを含み且つ基材との界面側から表面側に向けてＳｉ濃度が連続的に減少するＤＬＣ膜を得ることができる。ただし、Ｓｉ濃度が高すぎるとＳＰ３結合の割合が低下し、ＤＬＣ膜として機能しなくなる。このため、最も硅素濃度が高い部分におけるＳｉの原子百分率濃度は５０％以下とすることが好ましい。また、基材との界面においてＳｉ濃度を最も高くした方が、耐熱性が向上するため好ましい。さらに、表面における耐摩耗性を確保するため、表面におけるＳｉ濃度は基材との界面におけるＳｉ濃度よりも低くする。また、表面におけるＳｉ濃度は最も濃度が高い部分の濃度よりも１０％以上低くして濃度勾配を形成することが好ましい。
【００４０】
ＤＬＣ膜中のＳｉ濃度を変化させることにより、ＤＬＣ膜中の炭素原子同士の結合に占めるグラファイト結合（ＳＰ２結合）とダイヤモンド結合（ＳＰ３結合）との割合が変化する。従って、ＤＬＣ膜におけるＳＰ２結合のＳＰ３結合に対する割合は、基材との界面においては表面と比べて大きくなる。
【００４１】
また、ＳＰ２結合とＳＰ３結合との割合が変化することによりＤＬＣ膜の弾性係数（ヤング率）も変化する。ＤＬＣ膜の表面においてはＳＰ３結合の割合が高いため、基材との界面と比べてヤング率が高くなる。ＤＬＣ膜の表面におけるヤング率は５０ＧＰａ以上且つ４００ＧＰａ以下とすればよく、好ましくは８０ＧＰａ以上且つ３００ＧＰａ以下である。
【００４２】
ＤＬＣ膜の膜厚は、表面粗度等の精度を重視する場合には薄いことが望ましいが、Ｓｉ濃度に濃度勾配を形成するためには少なくとも２０ｎｍの膜厚が必用であり、１００ｎｍ程度の膜厚がより好ましい。また耐熱性を重視する場合には膜厚が厚いほうが望ましいが、膜の内部に蓄積される応力の影響を抑えるためには１０μｍ以下とすることが好ましく、３μｍ以下とすることがより好ましい。
【００４３】
また、ＤＬＣ膜は基材の表面に直接形成することができるが、基材とＤＬＣ膜とをより強固に密着させるために、基材とＤＬＣ膜との間に中間層を設けてもよい。中間層を設ける場合には、基材の材質に応じて種々のものを用いることができるが、Ｓｉと炭素（Ｃ）、チタン（Ｔｉ）と炭素（Ｃ）又はクロム（Ｃｒ）と炭素（Ｃ）からなるアモルファス膜等の公知のものを用いることができる。
【００４４】
また、中間層は、基材の表面に均一に形成する必要があるため、ある程度の膜厚が必要である。しかし、膜厚があまりに厚くなると成膜時間が長くなり生産性が低下する。従って、中間層の膜厚は５ｎｍ以上且つ３μｍ以下とすればよく、好ましくは１０ｎｍ以上且つ１μｍ以下とする。
【００４５】
また、中間層は、公知の方法を用いて形成することができ、例えば、スパッタ法、ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ法、溶射法、イオンプレーティング法又はアークイオンプレーティング法等を用いればよい。
【００４６】
以下に、本発明に係る耐熱性のＤＬＣ膜、機械部品及び金型について実施例によりさらに詳細に説明する。
【００４７】
（一実施例）
機械部品又は金型のモデルとして１２ｍｍ角で厚さが６ｍｍの超硬合金（Ｋ−１０相当）製のテストピースの表面にＤＬＣ膜を形成した。
【００４８】
図１は、本実施例において用いたイオン化蒸着装置を模式的に示したものであり、真空チャンバーの内部に設けられた直流アーク放電プラズマ発生器２１に、イオン源であるＡｒ並びにベンゼン（Ｃ6Ｈ6）ガスを導入することにより発生させたプラズマを、負電圧にバイアスしたターゲット２２に衝突させることによりターゲット２２の上にＤＬＣ膜を固体化して成膜する通常のイオン化蒸着装置である。
【００４９】
テストピースをイオン化蒸着装置のチャンバ内にセットし、チャンバーにアルゴンガス（Ａｒ）を圧力が１０-1Ｐａ〜１０-3Ｐａ（１０-3Ｔｏｒｒ〜１０-5Ｔｏｒｒ）となるように導入した後、放電を行うことによりＡｒイオン発生させ、発生したＡｒイオンをテストピースの表面に衝突させるボンバードクリーニングを約３０分間行った。
【００５０】
続いて、チャンバにテトラメチルシラン（Ｓｉ（ＣＨ3）4）を３分間導入し、硅素（Ｓｉ）及び炭素（Ｃ）を主成分とするアモルファス状で膜厚が１０ｎｍの中間層を形成した。なお、中間層はテストピースとＤＬＣ膜との密着性を向上させるために設けており、テストピースとＤＬＣ膜１２との密着性を十分に確保できる場合には省略してもよい。
【００５１】
中間層を形成した後、テトラメチルシランとＣ6Ｈ6ガスとの混合ガスをチャンバ内に導入しながら放電を行うことによりＳｉを含むＤＬＣ膜を形成した。テトラメチルシランとＣ6Ｈ6ガスとの混合比は、表１に示すように成膜時間の経過とともに変化させた。
【００５２】
【表１】
【００５３】
この際に、チャンバ内の圧力は１０-1Ｐａとなるように調整した。また、基板電圧は１．５ｋＶ、基板電流は５０ｍＡ、フィラメント電圧は１４Ｖ、フィラメント電流は３０Ａ、アノード電圧は５０Ｖ、アノード電流は０．６Ａ、リフレクタ電圧は５０Ｖ、リフレクタ電流は６ｍＡとした。また、形成時におけるテストピースの温度は約１６０℃であった。なお、ＤＬＣ膜を形成する際にＣＦ4等のフッ素を含むガスを添加することにより、Ｓｉとフッ素とを含むＤＬＣ膜を形成することも可能である。
【００５４】
以下に、得られたＳｉを含むＤＬＣ膜を備えたテストピースについて種々の分析を行った結果を示す。なお、比較例としては、テトラメチルシランを供給せずにＤＬＣ膜を形成したテストピースを用いた。
【００５５】
図２は得られたＤＬＣ膜の構成成分を分析した結果を示している。測定には、PHISICAL ELECTRONICS社製のＰＨＩ−６６０型走査型オージェ電子分光装置を用いた。電子銃の加速電圧が１０ｋＶで、試料電流が５００ｎＡの条件で測定を行った。また、Ａｒイオン銃の加速電圧は２ｋＶとして、スパッタリングレートは８．２ｎｍ／ｍｉｎに設定した。
【００５６】
図２に示すようにＳｉの原子百分率（ａｔ％）の値は、ＤＬＣ膜の表面からテストピース側に向かって従い次第に上昇し、逆に炭素（Ｃ）の原子百分率の値は、ＤＬＣ膜の表面からテストピース側に向かって次第に減少している。これは、ＤＬＣ膜に含まれるＳｉの濃度がテストピースとの界面では高く、表面では低くなるように連続的に変化していることを示している。
【００５７】
また、図３は異なった条件でＣ6Ｈ6ガス及びテトラメチルシランを供給して形成したＤＬＣ膜について測定した結果を示している。このように、ＤＬＣ膜の表面近くにおけるＳｉ濃度の変化を大きくしてもよい。
【００５８】
図４は得られたＤＬＣ膜について炭素原子の結晶構造を測定した結果を示している。測定には、日本分光株式会社製のＮＲＳ―３２００型顕微レーザーラマン分光光度計を用い、励起波長は５３２ｎｍ、レーザパワーは１０ｍＷ、回折格子は６００本／ｍｍ、対物レンズは２０倍、スリットは０．１×６ｍｍ、露光時間は６０秒、積算は２回とした。
【００５９】
図４（ａ）に示すようにＤＬＣ膜の表面においては、ダイヤモンド結合（ＳＰ３結合）を示すピークの面積がグラファイト結合（ＳＰ２結合）を示すピーク面積よりも大きくなっている。一方、図４（ｂ）に示すようにテストピースとの界面においては、ＳＰ２結合を示すピークの面積がＳＰ３結合を示すピークよりも大きくなっている。
【００６０】
各ピークの面積をカーブフィッティング処理（バンド分解）により求め、得られたピーク面積の比を求めることによりＳＰ２結合とＳＰ３結合の存在比率を求めたところ、テストピースとの界面においてはＳＰ３結合のＳＰ２結合に対する存在比は０．４６となり、表面においてはＳＰ３結合のＳＰ２結合に対する存在比は１．１７となった。つまり、Ｓｉ濃度が高いテストピースとの界面においては、表面と比べてダイヤモンド結合が少なくグラファイト結合が多くなっている。このことは、テストピースとの界面においては表面と比べてＤＬＣ膜の硬度が低くなっていることを示唆している。
【００６１】
実際に、ＤＬＣ膜の硬度及び弾性係数（ヤング率）を測定したところ、Ｓｉ濃度が高いテストピースとの界面においては、硬度が２６ＧＰａであり、ヤング率が１１３ＧＰａであったのに対し、Ｓｉ濃度が低い表面においては、硬度が２９ＧＰａでありヤング率が２１０ＧＰａであった。
【００６２】
なお、硬度及びヤング率の測定にはHysitron社製の高感度（０．０００４ｎｍ、３ｎＮ）センサーを搭載した９０度三角錐のダイヤモンド圧子を用いたナノインデンテーション法により行った。圧痕状態の測定には試料表面を微小な探針で走査することによって三次元形状を高倍率で観察できる顕微鏡である株式会社島津製作所製の走査型プローブ顕微鏡（ＳＰＭ：Scanning Probe Microscope）を用いた。ナノインデンテーションによる測定条件は１００μＮの精度でダイヤモンド圧子を制御しながら試料に押し込み、荷重-変位曲線の解析から硬度や弾性率等の力学的性質を定量した。圧子の押し込み時間は５秒間とし、また引き抜き時間も５秒間に設定して測定を行った。
【００６３】
図５は得られたＳｉを含むＤＬＣ膜が形成されたテストピースと、比較例であるＳｉを含まないＤＬＣ膜が形成されたテストピースについて耐熱性を測定した結果を示している。電気炉中においてテストピースを５００℃又は６００℃に昇温し、３時間保持した後、室温に冷却して表面の状態をキーエンス社製のＶＫ−９５００ピンホール共焦点（コンフォーカル）顕微鏡により観察した。
【００６４】
図５に示すように本実施例のＳｉを含むＤＬＣ膜を形成したテストピースは、５００℃及び６００℃のいずれにおいてもクラックは発生していない。一方、比較例のＳｉを含まないＤＬＣ膜を形成したテストピースは、５００℃及び６００℃のいずれにおいてもクラックが発生した。以上の結果から、本実施例のＳｉを含むＤＬＣ膜は高い耐熱性を有し、Ｓｉを含むＤＬＣ膜を備えた金型及び機械部品は、優れた平滑性、耐摩耗性及び耐熱性を有していることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００６５】
本発明に係る耐熱性のダイヤモンド様薄膜を備えた金型及びその製造方法は、耐熱性及び耐摩耗性に優れた金型を実現でき、特に、少なくとも断続的に３００℃以上の温度に曝される条件において使用される金型及びその製造方法等として有用である。
【符号の説明】
【００６６】
２１ プラズマ発生器
２２ ターゲット
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐熱性のダイヤモンド様薄膜を備えた金型及びその製造法に関し、特に、少なくとも断続的に３００℃以上の温度に曝される条件において使用される金型及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ダイヤモンドライクカーボンと呼ばれるダイヤモンド様薄膜（ＤＬＣ膜）は硬い薄膜材料であり、非晶質構造を有することから面粗度に優れている。
【０００３】
このため、摺動を伴う機械部品の耐久性向上に近年盛んに用いられている。特に、高度機械部品の集合体である自動車用内燃機関に応用されている（例えば、特許文献１及び２を参照。）。
【０００４】
また、光学ガラス等の高精度のガラス成型においては、形状精度及び面粗度が優れた高精度ガラス成型用金型が必要とされる。成型用金型においては、加熱により金型表面が酸化されるため、面精度の維持が困難である。面精度を維持するために、金型表面を白金等の貴金属を基本組成とした薄膜により被覆することが試みられている。しかし、貴金属材料は硬度が低いために、継続的使用において摩耗による面精度の劣化が生じる。
【０００５】
摩耗による面精度の劣化を防止する方法として、貴金属中に酸化ジルコン（ＺｒＯ2）、酸化チタン（ＴｉＯ2）及び酸化タンタル（Ｔａ2Ｏ3）等の酸化物を分散させた薄膜を用いることにより、貴金属材料の硬度を補う方法が提案されている（例えば、特許文献３を参照。）。また、貴金属中にホウ化チタン（ＴｉＢ2）及びホウ化ジルコン（ＺｒＢ2）等のホウ素化合物を分散させた薄膜を用いたガラス成型用金型も提案されている（例えば、特許文献４を参照。）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００５−３６６６６号公報
【特許文献２】特開２００６−２２６６６号公報
【特許文献３】特公平２−４９２５６号公報
【特許文献４】特公平４−２１６０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、ＤＬＣ膜により被覆した機械備品は、耐熱性が不十分であるという問題がある。ＤＬＣ膜は温度を上げていくと非晶質構造がグラファイト的構造に移行していくため、高温における使用には問題がある。一般にＤＬＣ薄膜の耐熱温度は３００℃〜４００℃前後であり，エンジン内部等の４００℃を超える場所にＤＬＣ膜を適用するためには熱によるＤＬＣ膜の劣化を防止しなければならない。
【０００８】
一方、金型の面精度維持のために用いる薄膜には、平滑性と耐摩耗性と耐熱性を兼ね備えた材料が望まれている。ＤＬＣ膜は、平滑性と耐摩耗性を備えているため、金型の面精度維持のために用いる薄膜として期待されるが、先に述べたように耐熱性が不足するという問題がある。
【０００９】
本発明は、前記従来の問題を解決し、耐熱性及び耐摩耗性に優れたＤＬＣ膜を備えた金型を実現できるようにすることを特徴とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
前記の目的を達成するため、本発明はダイヤモンド様薄膜を、基材との界面における硅素濃度が表面における硅素濃度よりも高く且つ硅素濃度が連続的に変化する構成とする。
【００１１】
具体的に、本発明に係る耐熱性のダイヤモンド様薄膜は、基材の表面を覆うように形成され、硅素を含み、基材との界面における硅素濃度が、表面における硅素濃度よりも高く、基材との界面と表面との間における硅素濃度の変化が連続的であることを特徴とする。
【００１２】
本発明の耐熱性のダイヤモンド様薄膜によれば、基材との界面における硅素濃度が、表面における硅素濃度よりも高いため、ダイヤモンド様薄膜の熱伝導性が低くなり表面の熱が基材との界面側に伝わりにくくなる。従って、ヒートクラックの発生及び基材からの剥離が生じにくくなるので、ダイヤモンド様薄膜の耐熱性が向上する。また、表面における硬度も十分できるため、耐摩耗性と耐熱性とを両立させることができる。さらに、基材との界面と表面との間における硅素濃度の変化が連続的であるため、不連続界面における剥離が生じることがない。
【００１３】
本発明に係る金型は、金型本体と、金型本体を覆い且つ硅素を含むダイヤモンド様薄膜とを備え、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化していることを特徴とする。
【００１４】
本発明の金型によれば、硅素を含むダイヤモンド様薄膜を備え、硅素の濃度が、ダイヤモンド様薄膜の表面において、基材との界面と比べて低く且つ連続的に変化しているため、金型の表面を覆おうダイヤモンド様薄膜にヒートクラック等が生じにくく且つ表面の耐摩耗性も確保できる。従って、長期に亘り面精度を確保することが可能な金型を容易に実現することができる。
【００１５】
本発明の金型において、ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下であることが好ましい。このような構成とすることにより、耐熱性と耐摩耗性とを確実に両立させることができる。
【００１６】
この場合において、ダイヤモンド様薄膜は、金型本体との界面において硅素の濃度が最も高いことが好ましい。
【００１７】
また、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下であることが好ましい。
【００１８】
本発明の金型において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、金型本体との界面における弾性係数よりも大きいことが好ましい。この場合において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が５０ＧＰ以上且つ４００ＧＰａ以下であることが好ましい。
【００１９】
本発明の金型において、ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さいことが好ましい。
【００２０】
本発明の金型において、金型本体は、その表面における算術平均表面粗度が０．１ｎｍ以上且つ３００ｎｍ以下であることが好ましい。
【００２１】
本発明に係る金型の製造方法は、金型本体を準備する工程（ａ）と、金型本体の表面に硅素を含むダイヤモンド様薄膜を形成する工程（ｂ）とを備え、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化するように形成することを特徴とする。
【００２２】
本発明の金型の製造方法によれば、ダイヤモンド様薄膜は、硅素の濃度が、ダイヤモンド様薄膜の表面において、基材との界面と比べて低くなるように連続的に変化するように形成するため、ヒートクラック等が生じにくく且つ表面の耐摩耗性を有するダイヤモンド様薄膜に覆われた金型を容易に実現することができる。
【００２３】
本発明の金型の製造方法において、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下となるように形成することが好ましい。
【００２４】
この場合に、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、金型本体との界面において硅素の濃度が最も高くなるように形成することが好ましい。
【００２５】
また、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下となるように形成することが好ましい。
【００２６】
本発明の金型の製造方法では、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、金型本体との界面における弾性係数よりも大きくなるように形成することが好ましい。
【００２７】
本発明の金型の製造方法では、工程（ｂ）において、ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さくなるように形成することが好ましい。
【発明の効果】
【００２８】
本発明に係る耐熱性のダイヤモンド様薄膜を備えた金型は、耐熱性及び耐摩耗性に優れた金型を実現できる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜の製造に用いたイオン化蒸着装置を示す概略図である。
【図２】本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜の深さ方向における成分の変化を示すオージェ電子分光分析の結果である。
【図３】本発明の一実施例の変形例に係るダイヤモンド様薄膜の深さ方向における成分の変化を示すオージェ電子分光分析の結果である。
【図４】（ａ）及び（ｂ）は本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜のＤＬＣ膜におけるＳＰ２結合のＳＰ３結合に対する存在比の測定結果を示し、（ａ）は表面におけるラマンスペクトルであり、（ｂ）はテストピースとの界面におけるラマンスペクトルである。
【図５】本発明の一実施例に係るダイヤモンド様薄膜の耐熱性試験の結果を示すレーザ顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
本発明に係る耐熱性のＤＬＣ膜は、機械部品及び金型等の基材表面を覆う硅素（Ｓｉ）含むダイヤモンド様薄膜（ＤＬＣ膜）である。また、ＤＬＣ膜の基材との界面におけるＳｉ濃度が、表面におけるＳｉ濃度よりも高くなっている。さらに、基材との界面と表面との間においてＳｉ濃度は、連続的に変化している。
【００３１】
本願発明者らは、ＤＬＣ膜中にＳｉを添加することによりＤＬＣ膜の耐熱性が向上することを見いだした。Ｓｉの添加によりＤＬＣ膜の耐熱性が向上する原理は、現在のところ明確ではないが、Ｓｉを添加することによりＤＬＣ膜の熱伝導性が低下し、これによりＤＬＣ膜が外部からの熱を吸収しにくくなるためではないかと考えられる。また、Ｓｉを添加することによりＤＬＣ膜の硬度が低下するため、ＤＬＣ膜に加わる応力が緩和され、ヒートクラックが発生しにくくなるという効果も得られると考えられる。
【００３２】
ＤＬＣ膜の耐熱性はＳｉの添加量が多いほど向上するという知見が得られている。しかし、Ｓｉの添加量が増えると耐摩耗性が低下するため、ＤＬＣ膜全体にＳｉを添加する場合には、Ｓｉの添加量が限られてしまう。また、Ｓｉ添加量が異なるＤＬＣ膜を複数層積層したような場合には、熱伝導率が異なる不連続面が発生するため、剥離が生じやすくなってしまう。
【００３３】
しかし、本発明のＤＬＣ膜は、基材との界面側におけるＳｉ濃度が表面におけるＳｉ濃度よりも高く且つＳｉ濃度は連続的に変化している。このため、ＤＬＣ膜表面における耐摩耗性を確保しつつ耐熱性を向上させることができ、さらに不連続面による剥離のおそれもない。なお、Ｓｉの濃度は連続的に変化していればよく、基材との界面から一旦濃度が上昇した後、表面に向かって濃度が減少するようなパターンであっても問題ない。
【００３４】
本発明における基材の材質は特に限定されない。例えば、金属、セラミックス及び耐熱性プラスチック等を用いることができる。
【００３５】
また、本発明のＤＬＣ膜を機械部品の表面に形成することにより、表面が平滑で潤滑性に優れると共に、耐摩耗性及び耐熱性に優れた機械部品が実現できる。この場合の機械部品は、特に限定されないが、ピストン、ピストンリング及びエンジンバルブ等のエンジン関係の機械部品、溶接ノズル、撚線用ガイドローラ、タービン軸受け並びに軸受け等の断続的又は連続的に３００℃以上の温度に曝される部分に用いられ且つ平滑性、耐摩耗性及び耐熱性が要求される部品である場合に優れた効果が得られる。
【００３６】
また、金型の表面に本発明のＤＬＣ膜を形成することにより、面精度に優れ且つ長期に亘り面精度を維持することができる金型が実現できる。この場合の金型は、特に限定はされないが、成型温度が３００℃以上であるガラス等の成型用金型、過酷なしごき等により局所的に金型表面温度が３００度以上に加熱される冷間プレス金型及び冷間鍛造金型並びに成型温度が５００℃以上である温間鍛造金型等の耐熱性を要求される金型の場合に優れた効果が得られる。
【００３７】
基材とＤＬＣ膜との密着力は、基材表面の表面粗さを一定範囲以内にすることにより密着力をより向上させることができるという知見が得られている。基材表面における表面粗度が小さすぎる場合には、薄膜の基材表面へのアンカー効果が小さくなり、基材とＤＬＣ膜との密着力が低下する。また、表面粗度を小さくするためには、長時間の電解研磨を必要とするためコスト高になってしまう。一方、表面粗度を大きくすることにより、電解研磨時間を短縮してコストを低減することができるが、基材表面の表面粗度がＤＬＣ膜の膜厚よりも大きい場合には、均一に成膜できないおそれがある。従って、基材表面における算術平均表面粗度（Ｒａ）は０．１ｎｍ以上且つ３００ｎｍ以下とすればよく、好ましくは１ｎｍ以上且つ２００ｎｍ以下とすればよい。
【００３８】
ＤＬＣ膜は、スパッタ法、ＤＣマグネトロンスパッタ法、ＲＦマグネトロンスパッタ法、化学気相堆積法（ＣＶＤ法）、プラズマＣＶＤ法、プラズマイオン注入法、重畳型ＲＦプラズマイオン注入法、イオンプレーティング法、アークイオンプレーティング法、イオンビーム蒸着法又はレーザーアブレーション法等の公知の方法により基材の表面に形成することができる。
【００３９】
ＤＬＣ膜を成膜する際に、テトラメチルシラン（ＴＭＳ）等の硅素源となるガスを添加し、添加量を連続的に変化することにより、Ｓｉを含み且つ基材との界面側から表面側に向けてＳｉ濃度が連続的に減少するＤＬＣ膜を得ることができる。ただし、Ｓｉ濃度が高すぎるとＳＰ３結合の割合が低下し、ＤＬＣ膜として機能しなくなる。このため、最も硅素濃度が高い部分におけるＳｉの原子百分率濃度は５０％以下とすることが好ましい。また、基材との界面においてＳｉ濃度を最も高くした方が、耐熱性が向上するため好ましい。さらに、表面における耐摩耗性を確保するため、表面におけるＳｉ濃度は基材との界面におけるＳｉ濃度よりも低くする。また、表面におけるＳｉ濃度は最も濃度が高い部分の濃度よりも１０％以上低くして濃度勾配を形成することが好ましい。
【００４０】
ＤＬＣ膜中のＳｉ濃度を変化させることにより、ＤＬＣ膜中の炭素原子同士の結合に占めるグラファイト結合（ＳＰ２結合）とダイヤモンド結合（ＳＰ３結合）との割合が変化する。従って、ＤＬＣ膜におけるＳＰ２結合のＳＰ３結合に対する割合は、基材との界面においては表面と比べて大きくなる。
【００４１】
また、ＳＰ２結合とＳＰ３結合との割合が変化することによりＤＬＣ膜の弾性係数（ヤング率）も変化する。ＤＬＣ膜の表面においてはＳＰ３結合の割合が高いため、基材との界面と比べてヤング率が高くなる。ＤＬＣ膜の表面におけるヤング率は５０ＧＰａ以上且つ４００ＧＰａ以下とすればよく、好ましくは８０ＧＰａ以上且つ３００ＧＰａ以下である。
【００４２】
ＤＬＣ膜の膜厚は、表面粗度等の精度を重視する場合には薄いことが望ましいが、Ｓｉ濃度に濃度勾配を形成するためには少なくとも２０ｎｍの膜厚が必用であり、１００ｎｍ程度の膜厚がより好ましい。また耐熱性を重視する場合には膜厚が厚いほうが望ましいが、膜の内部に蓄積される応力の影響を抑えるためには１０μｍ以下とすることが好ましく、３μｍ以下とすることがより好ましい。
【００４３】
また、ＤＬＣ膜は基材の表面に直接形成することができるが、基材とＤＬＣ膜とをより強固に密着させるために、基材とＤＬＣ膜との間に中間層を設けてもよい。中間層を設ける場合には、基材の材質に応じて種々のものを用いることができるが、Ｓｉと炭素（Ｃ）、チタン（Ｔｉ）と炭素（Ｃ）又はクロム（Ｃｒ）と炭素（Ｃ）からなるアモルファス膜等の公知のものを用いることができる。
【００４４】
また、中間層は、基材の表面に均一に形成する必要があるため、ある程度の膜厚が必要である。しかし、膜厚があまりに厚くなると成膜時間が長くなり生産性が低下する。従って、中間層の膜厚は５ｎｍ以上且つ３μｍ以下とすればよく、好ましくは１０ｎｍ以上且つ１μｍ以下とする。
【００４５】
また、中間層は、公知の方法を用いて形成することができ、例えば、スパッタ法、ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ法、溶射法、イオンプレーティング法又はアークイオンプレーティング法等を用いればよい。
【００４６】
以下に、本発明に係る耐熱性のＤＬＣ膜、機械部品及び金型について実施例によりさらに詳細に説明する。
【００４７】
（一実施例）
機械部品又は金型のモデルとして１２ｍｍ角で厚さが６ｍｍの超硬合金（Ｋ−１０相当）製のテストピースの表面にＤＬＣ膜を形成した。
【００４８】
図１は、本実施例において用いたイオン化蒸着装置を模式的に示したものであり、真空チャンバーの内部に設けられた直流アーク放電プラズマ発生器２１に、イオン源であるＡｒ並びにベンゼン（Ｃ6Ｈ6）ガスを導入することにより発生させたプラズマを、負電圧にバイアスしたターゲット２２に衝突させることによりターゲット２２の上にＤＬＣ膜を固体化して成膜する通常のイオン化蒸着装置である。
【００４９】
テストピースをイオン化蒸着装置のチャンバ内にセットし、チャンバーにアルゴンガス（Ａｒ）を圧力が１０-1Ｐａ〜１０-3Ｐａ（１０-3Ｔｏｒｒ〜１０-5Ｔｏｒｒ）となるように導入した後、放電を行うことによりＡｒイオン発生させ、発生したＡｒイオンをテストピースの表面に衝突させるボンバードクリーニングを約３０分間行った。
【００５０】
続いて、チャンバにテトラメチルシラン（Ｓｉ（ＣＨ3）4）を３分間導入し、硅素（Ｓｉ）及び炭素（Ｃ）を主成分とするアモルファス状で膜厚が１０ｎｍの中間層を形成した。なお、中間層はテストピースとＤＬＣ膜との密着性を向上させるために設けており、テストピースとＤＬＣ膜１２との密着性を十分に確保できる場合には省略してもよい。
【００５１】
中間層を形成した後、テトラメチルシランとＣ6Ｈ6ガスとの混合ガスをチャンバ内に導入しながら放電を行うことによりＳｉを含むＤＬＣ膜を形成した。テトラメチルシランとＣ6Ｈ6ガスとの混合比は、表１に示すように成膜時間の経過とともに変化させた。
【００５２】
【表１】
【００５３】
この際に、チャンバ内の圧力は１０-1Ｐａとなるように調整した。また、基板電圧は１．５ｋＶ、基板電流は５０ｍＡ、フィラメント電圧は１４Ｖ、フィラメント電流は３０Ａ、アノード電圧は５０Ｖ、アノード電流は０．６Ａ、リフレクタ電圧は５０Ｖ、リフレクタ電流は６ｍＡとした。また、形成時におけるテストピースの温度は約１６０℃であった。なお、ＤＬＣ膜を形成する際にＣＦ4等のフッ素を含むガスを添加することにより、Ｓｉとフッ素とを含むＤＬＣ膜を形成することも可能である。
【００５４】
以下に、得られたＳｉを含むＤＬＣ膜を備えたテストピースについて種々の分析を行った結果を示す。なお、比較例としては、テトラメチルシランを供給せずにＤＬＣ膜を形成したテストピースを用いた。
【００５５】
図２は得られたＤＬＣ膜の構成成分を分析した結果を示している。測定には、PHISICAL ELECTRONICS社製のＰＨＩ−６６０型走査型オージェ電子分光装置を用いた。電子銃の加速電圧が１０ｋＶで、試料電流が５００ｎＡの条件で測定を行った。また、Ａｒイオン銃の加速電圧は２ｋＶとして、スパッタリングレートは８．２ｎｍ／ｍｉｎに設定した。
【００５６】
図２に示すようにＳｉの原子百分率（ａｔ％）の値は、ＤＬＣ膜の表面からテストピース側に向かって従い次第に上昇し、逆に炭素（Ｃ）の原子百分率の値は、ＤＬＣ膜の表面からテストピース側に向かって次第に減少している。これは、ＤＬＣ膜に含まれるＳｉの濃度がテストピースとの界面では高く、表面では低くなるように連続的に変化していることを示している。
【００５７】
また、図３は異なった条件でＣ6Ｈ6ガス及びテトラメチルシランを供給して形成したＤＬＣ膜について測定した結果を示している。このように、ＤＬＣ膜の表面近くにおけるＳｉ濃度の変化を大きくしてもよい。
【００５８】
図４は得られたＤＬＣ膜について炭素原子の結晶構造を測定した結果を示している。測定には、日本分光株式会社製のＮＲＳ―３２００型顕微レーザーラマン分光光度計を用い、励起波長は５３２ｎｍ、レーザパワーは１０ｍＷ、回折格子は６００本／ｍｍ、対物レンズは２０倍、スリットは０．１×６ｍｍ、露光時間は６０秒、積算は２回とした。
【００５９】
図４（ａ）に示すようにＤＬＣ膜の表面においては、ダイヤモンド結合（ＳＰ３結合）を示すピークの面積がグラファイト結合（ＳＰ２結合）を示すピーク面積よりも大きくなっている。一方、図４（ｂ）に示すようにテストピースとの界面においては、ＳＰ２結合を示すピークの面積がＳＰ３結合を示すピークよりも大きくなっている。
【００６０】
各ピークの面積をカーブフィッティング処理（バンド分解）により求め、得られたピーク面積の比を求めることによりＳＰ２結合とＳＰ３結合の存在比率を求めたところ、テストピースとの界面においてはＳＰ３結合のＳＰ２結合に対する存在比は０．４６となり、表面においてはＳＰ３結合のＳＰ２結合に対する存在比は１．１７となった。つまり、Ｓｉ濃度が高いテストピースとの界面においては、表面と比べてダイヤモンド結合が少なくグラファイト結合が多くなっている。このことは、テストピースとの界面においては表面と比べてＤＬＣ膜の硬度が低くなっていることを示唆している。
【００６１】
実際に、ＤＬＣ膜の硬度及び弾性係数（ヤング率）を測定したところ、Ｓｉ濃度が高いテストピースとの界面においては、硬度が２６ＧＰａであり、ヤング率が１１３ＧＰａであったのに対し、Ｓｉ濃度が低い表面においては、硬度が２９ＧＰａでありヤング率が２１０ＧＰａであった。
【００６２】
なお、硬度及びヤング率の測定にはHysitron社製の高感度（０．０００４ｎｍ、３ｎＮ）センサーを搭載した９０度三角錐のダイヤモンド圧子を用いたナノインデンテーション法により行った。圧痕状態の測定には試料表面を微小な探針で走査することによって三次元形状を高倍率で観察できる顕微鏡である株式会社島津製作所製の走査型プローブ顕微鏡（ＳＰＭ：Scanning Probe Microscope）を用いた。ナノインデンテーションによる測定条件は１００μＮの精度でダイヤモンド圧子を制御しながら試料に押し込み、荷重-変位曲線の解析から硬度や弾性率等の力学的性質を定量した。圧子の押し込み時間は５秒間とし、また引き抜き時間も５秒間に設定して測定を行った。
【００６３】
図５は得られたＳｉを含むＤＬＣ膜が形成されたテストピースと、比較例であるＳｉを含まないＤＬＣ膜が形成されたテストピースについて耐熱性を測定した結果を示している。電気炉中においてテストピースを５００℃又は６００℃に昇温し、３時間保持した後、室温に冷却して表面の状態をキーエンス社製のＶＫ−９５００ピンホール共焦点（コンフォーカル）顕微鏡により観察した。
【００６４】
図５に示すように本実施例のＳｉを含むＤＬＣ膜を形成したテストピースは、５００℃及び６００℃のいずれにおいてもクラックは発生していない。一方、比較例のＳｉを含まないＤＬＣ膜を形成したテストピースは、５００℃及び６００℃のいずれにおいてもクラックが発生した。以上の結果から、本実施例のＳｉを含むＤＬＣ膜は高い耐熱性を有し、Ｓｉを含むＤＬＣ膜を備えた金型及び機械部品は、優れた平滑性、耐摩耗性及び耐熱性を有していることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００６５】
本発明に係る耐熱性のダイヤモンド様薄膜を備えた金型及びその製造方法は、耐熱性及び耐摩耗性に優れた金型を実現でき、特に、少なくとも断続的に３００℃以上の温度に曝される条件において使用される金型及びその製造方法等として有用である。
【符号の説明】
【００６６】
２１ プラズマ発生器
２２ ターゲット
【特許請求の範囲】
【請求項１】
金型本体と、
前記金型本体を覆い且つ硅素を含むダイヤモンド様薄膜とを備え、
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化し、その表面における硬度が前記金型本体との界面と比べて高く、膜厚が１００ｎｍ以上且つ１０μｍ以下であることを特徴とする金型。
【請求項２】
前記ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項３】
前記ダイヤモンド様薄膜は、前記金型本体との界面において硅素の濃度が最も高いことを特徴とする請求項２に記載の金型。
【請求項４】
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下であることを特徴とする請求項２又は３に記載の金型。
【請求項５】
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、前記金型本体との界面における弾性係数よりも大きいことを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項６】
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が５０ＧＰａ以上且つ４００ＧＰａ以下であることを特徴とする請求項５に記載の金型。
【請求項７】
前記ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つ前記ダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、前記金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さいことを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項８】
前記金型本体は、その表面における算術平均表面粗度が０．１ｎｍ以上且つ３００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項９】
金型本体を準備する工程（ａ）と、
前記金型本体の表面に硅素を含むダイヤモンド様薄膜を形成する工程（ｂ）とを備え、
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化し、その表面における硬度が前記金型本体との界面と比べて高くなり、膜厚が１００ｎｍ以上且つ１０μｍ以下となるように形成することを特徴とする金型の製造方法。
【請求項１０】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下となるように形成することを特徴とする請求項９に記載の金型の製造方法。
【請求項１１】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、前記金型本体との界面において硅素の濃度が最も高くなるように形成することを特徴とする請求項１０に記載の金型の製造方法。
【請求項１２】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下となるように形成することを特徴とする請求項１０又は１１に記載の金型の製造方法。
【請求項１３】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、前記金型本体との界面における弾性係数よりも大きくなるように形成することを特徴とする請求項９に記載の金型の製造方法。
【請求項１４】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つ前記ダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、前記金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さくなるように形成することを特徴とする請求項９に記載の金型の製造方法。
【請求項１】
金型本体と、
前記金型本体を覆い且つ硅素を含むダイヤモンド様薄膜とを備え、
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化し、その表面における硬度が前記金型本体との界面と比べて高く、膜厚が１００ｎｍ以上且つ１０μｍ以下であることを特徴とする金型。
【請求項２】
前記ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項３】
前記ダイヤモンド様薄膜は、前記金型本体との界面において硅素の濃度が最も高いことを特徴とする請求項２に記載の金型。
【請求項４】
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下であることを特徴とする請求項２又は３に記載の金型。
【請求項５】
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、前記金型本体との界面における弾性係数よりも大きいことを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項６】
前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が５０ＧＰａ以上且つ４００ＧＰａ以下であることを特徴とする請求項５に記載の金型。
【請求項７】
前記ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つ前記ダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、前記金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さいことを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項８】
前記金型本体は、その表面における算術平均表面粗度が０．１ｎｍ以上且つ３００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の金型。
【請求項９】
金型本体を準備する工程（ａ）と、
前記金型本体の表面に硅素を含むダイヤモンド様薄膜を形成する工程（ｂ）とを備え、
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記金型本体との界面と比べて低く且つ硅素の濃度が連続的に変化し、その表面における硬度が前記金型本体との界面と比べて高くなり、膜厚が１００ｎｍ以上且つ１０μｍ以下となるように形成することを特徴とする金型の製造方法。
【請求項１０】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、硅素濃度が最も高い部分における硅素の原子百分率濃度が５０％以下となるように形成することを特徴とする請求項９に記載の金型の製造方法。
【請求項１１】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、前記金型本体との界面において硅素の濃度が最も高くなるように形成することを特徴とする請求項１０に記載の金型の製造方法。
【請求項１２】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における硅素の濃度が、前記硅素濃度が最も高い部分における硅素の濃度の９０％以下となるように形成することを特徴とする請求項１０又は１１に記載の金型の製造方法。
【請求項１３】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、その表面における弾性係数が、前記金型本体との界面における弾性係数よりも大きくなるように形成することを特徴とする請求項９に記載の金型の製造方法。
【請求項１４】
前記工程（ｂ）において、前記ダイヤモンド様薄膜は、グラファイト結合及びダイヤモンド結合を有し且つ前記ダイヤモンド様薄膜の表面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比が、前記金型本体との界面におけるグラファイト結合のダイヤモンド結合に対する存在比よりも小さくなるように形成することを特徴とする請求項９に記載の金型の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２０１１−９８５７１（Ｐ２０１１−９８５７１Ａ）
【公開日】平成２３年５月１９日（２０１１．５．１９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１６５４７（Ｐ２０１１−１６５４７）
【出願日】平成２３年１月２８日（２０１１．１．２８）
【分割の表示】特願２００６−１３８２９４（Ｐ２００６−１３８２９４）の分割
【原出願日】平成１８年５月１７日（２００６．５．１７）
【出願人】（３９１００３６６８）トーヨーエイテック株式会社 (145)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年５月１９日（２０１１．５．１９）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１月２８日（２０１１．１．２８）
【分割の表示】特願２００６−１３８２９４（Ｐ２００６−１３８２９４）の分割
【原出願日】平成１８年５月１７日（２００６．５．１７）
【出願人】（３９１００３６６８）トーヨーエイテック株式会社 (145)
【Ｆターム（参考）】
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