JP2017047473A - 皮膜、熱間成形用金型及び熱間成形方法 - Google Patents

Abstract

【課題】鋼の熱間成形用金型において優れた耐摩耗層として機能する皮膜、当該皮膜を有する熱間成形用金型、及び当該熱間成形用金型が用いられる熱間成形方法を提供する。
【解決手段】皮膜１２は、鋼板１０の熱間成形に用いられる熱間成形用金型１において耐摩耗層として形成される皮膜である。皮膜１２は、タングステンカーバイドと、３重量％以上１５重量％以下の残部コバルトと、からなることを特徴とする。熱間成形用金型１は、鋼板１０の熱間成形に用いられる熱間成形用金型であって、成形面１１Ａを有する基材１１と、成形面１１Ａ上に形成された皮膜１２と、を備えている。熱間成形方法は、鋼板１０を加熱する工程と、加熱された鋼板１０を上記熱間成形用金型１を用いて成形する工程と、を備えている。
【選択図】図１

Description

本発明は、皮膜、熱間成形用金型及び熱間成形方法に関する。

従来、熱間成形に用いられる金型において、耐摩耗性や耐熱衝撃性の向上を目的として、金属セラミックス複合材からなる皮膜層を表面に形成することが知られている。この種の技術が下記特許文献１に開示されている。下記特許文献１には、熱間成形に用いられる金型の基材表面において、チタン（Ｔｉ）、ジルコニム（Ｚｒ）及びハフニウム（Ｈｆ）のいずれか一種の金属層からなる下地層と、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎの組成式により表される複合窒化物層からなる表面層と、を順に積層して形成することが開示されている。

特開２０１３−１４６７７８号公報

上記特許文献１に開示された金型では、熱伝導率が大きく異なる基材と表面層との間において、その中間的な熱伝導率を有する下地層を形成することにより、表面層と基材との間での急激な熱伝達が緩和され、クラックの発生を抑制することができる。しかし、上記金型は、鋼からなる被成形体の熱間成形に使用された場合において、Ｔｉ、Ａｌの複合窒素化物からなる表面層によって十分な耐摩耗性が得られないという問題がある。

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼の熱間成形用金型において優れた耐摩耗層として機能する皮膜、当該皮膜を有する熱間成形用金型、及び当該熱間成形用金型が用いられる熱間成形方法を提供することである。

本発明の一局面に係る皮膜は、鋼からなる被成形体の熱間成形に用いられる金型において耐摩耗層として形成される皮膜である。上記皮膜は、タングステンカーバイドと、３重量％以上１５重量％以下のコバルトと、からなることを特徴とする。

上記皮膜は、溶射法により形成されたものであってもよい。また倍率２０００倍で前記皮膜の断面観察を行ったときに、前記皮膜に含有されるタングステンカーバイドの粒子の９５％以上が直径１０μｍの円内に含まれる大きさであってもよい。

上記皮膜において、前記被成形体は、０．５重量％以上３重量％以下のシリコンを含有する鋼からなっていてもよい。

上記皮膜において、前記被成形体は、０．０５重量％以上１．０重量％以下のクロムを含有する鋼からなっていてもよい。

上記皮膜において、前記被成形体は、０．１５重量％以上０．３５重量％以下の炭素を含有する鋼からなっていてもよい。

本発明の他局面に係る熱間成形用金型は、鋼からなる被成形体の熱間成形に用いられる熱間成形用金型である。上記熱間成形用金型は、成形面を有する基材と、前記成形面上に形成された上記皮膜と、を備えている。

本発明の他局面に係る熱間成形方法は、鋼からなる被成形体を加熱する工程と、加熱された前記被成形体を成形する工程と、を備えている。前記成形する工程では、上記熱間成形用金型を用いて前記被成形体を成形する。

本発明によれば、鋼の熱間成形用金型において優れた耐摩耗層として機能する皮膜、当該皮膜を有する熱間成形用金型、及び当該熱間成形用金型が用いられる熱間成形方法を提供することができる。

本発明の実施形態に係る熱間成形用金型の構成を示す模式図である。 上記熱間成形用金型における皮膜の成膜装置を示す模式図である。 上記熱間成形用金型を用いて実施される熱間成形方法の流れを示すフローチャートである。

まず、本発明の実施形態に係る皮膜、熱間成形用金型及び熱間成形方法の概要について説明する。

本実施形態に係る皮膜は、鋼からなる被成形体の熱間成形に用いられる金型において耐摩耗層として形成される皮膜である。上記皮膜は、タングステンカーバイドと、３重量％以上１５重量％以下のコバルトと、からなることを特徴とする。

本発明者は、鋼の熱間成形用金型に用いられる優れた耐摩耗層を提供するために鋭意検討を行った結果、以下の知見を得て、本発明に想到した。

鋼を加熱成形する工法の一つとして、鋼が高温加熱された後、当該鋼が金型により成形されると共に冷却により焼入されるホットプレス（ダイクエンチ）法があり、本実施形態では以下ホットプレス法に使用される金型を鋼の熱間成形法の一例として説明を行う。ホットプレス以外の熱間成型方法としては熱間鍛造などがある。ここで、高温加熱時において、鋼の表面には鉄酸化物を主体とする酸化物層（スケール）が生成する。スケールは、鋼の組成や成形条件により変化するが厚さが数μｍ〜数十μｍであり、内層にＦｅＯ、外層にＦｅ_２Ｏ_３及びＦｅ_３Ｏ_４を主に有している。本発明者は、当該スケールが生成した鋼を金型により成形するとき、当該スケールと金型との摺動により金型が摩耗により損傷してしまうことに着目し、当該損傷を防止するための方策について検討した。その結果、本発明者は、タングステンカーバイド（ＷＣ）を主成分とし、３重量％以上１５重量％以下のコバルト（Ｃｏ）を含有する皮膜を耐摩耗層として用いた場合に、耐摩耗性が著しく改善されることを見出した。

上記本実施形態に係る皮膜は、ＷＣと３重量％以上１５重量％以下の残部Ｃｏと、からなっており、鋼の熱間成形用金型において優れた耐摩耗層として機能する。Ｃｏの含有量が３重量％未満である場合には、皮膜が脆くなり、成形時に皮膜が欠けて損傷が進行する。一方で、Ｃｏの含有量が１５重量％を超える場合には、皮膜中において軟質なＣｏが多く存在し過ぎるため、摩耗速度が速くなる。このため、Ｃｏの含有量は、３重量％以上１５重量％以下の範囲内となっており、５重量％以上１０重量％以下の範囲内であることが好ましい。

上記皮膜は、ＷＣと残部Ｃｏとからなるものであるが、不可避的に混入される不純物を含んでいてもよい。

上記皮膜の厚みは、耐久性を確保する観点から、１０μｍ以上であることが好ましく、５０μｍ以上であることがより好ましく、１００μｍ以上であることがさらに好ましい。

上記皮膜は、溶射法により形成されたものであってもよい。また倍率２０００倍で前記皮膜の断面観察を行ったときに、前記皮膜に含有されるタングステンカーバイドの粒子の９５％以上が直径１０μｍの円内に含まれる大きさであってもよい。

皮膜を構成する個々のタングステンカーバイドの粒子が大きい場合、皮膜と被成形体との摺動中においてタングステンカーバイドの粒子が脱落し、摺動表面の粒子欠落による摩耗が発生する。これに対して、９５％以上のタングステンカーバイドの粒子を直径１０μｍの円内に収まる大きさにすることで、摺動中における粒子の脱落を防ぐことができる。

上記皮膜において、前記被成形体は、０．５重量％以上３重量％以下のシリコンを含有する鋼からなっていてもよい。また前記被成形体は、０．０５重量％以上１．０重量％以下のクロムを含有する鋼からなっていてもよい。

鋼の成分中にシリコン（Ｓｉ）及びクロム（Ｃｒ）の元素が含まれる場合には、スケールの成長速度が遅くなり、スケールが全体的に薄く形成され、Ｆｅ_２Ｏ_３やＦｅ_３Ｏ_４のスケール成分がリッチになる。これらのスケール成分は、ＦｅＯに比べて硬質な成分であるため、Ｓｉ及びＣｒを含む鋼の熱間成形においては金型の摩耗量がより大きくなる傾向がある。これに対して、上記本実施形態に係る皮膜を耐摩耗層として用いることで、従来の皮膜を用いた場合に比べて、Ｓｉ及びＣｒを含む鋼の熱間成形においても摩耗量の増加を防ぐことができる。

Ｓｉ及びＣｒの含有量は、被成形体を構成する鋼の特性から上記範囲内に規定されている。Ｓｉ及びＣｒは、その含有量が増加するのに伴いＦｅ_２Ｏ_３やＦｅ_３Ｏ_４のスケール成分が増加し、金型の摩耗量が増加する。Ｃｒの含有量が０．０５重量％以上である場合には、スケール組成への影響があり、特に０．１重量％以上である場合にはスケール組成への影響が顕著になる。

上記皮膜において、前記被成形体は、０．１５重量％以上０．３５重量％以下の炭素を含有する鋼からなっていてもよい。

炭素（Ｃ）の含有量は、Ｓｉ及びＣｒと同様に、被成形体を構成する鋼の特性から上記範囲内に規定されている。また当該鋼は、Ｃ、Ｓｉ及びＣｒの他の元素として、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）又はＡｌを含有していてもよい。これらの元素の含有量は、数重量％以下であってもよい。

本実施形態に係る熱間成形用金型は、鋼からなる被成形体の熱間成形に用いられる熱間成形用金型である。上記熱間成形用金型は、成形面を有する基材と、前記成形面上に形成された上記本実施形態に係る皮膜と、を備えている。

上記熱間成形用金型では、ＷＣと３重量％以上１５重量％以下の残部Ｃｏとからなる上記皮膜が基材上に形成されている。このため、鋼からなる被成形体の熱間成形を行った場合でも、当該鋼の表面に形成されるスケールにより金型が摩耗して損傷することを抑制することができる。

本実施形態に係る熱間成形方法は、鋼からなる被成形体を加熱する工程と、加熱された前記被成形体を成形する工程と、を備えている。前記成形する工程では、上記本実施形態に係る熱間成形用金型を用いて前記被成形体を成形する。

上記熱間成形方法では、ＷＣと３重量％以上１５重量％以下の残部Ｃｏとからなる上記皮膜が形成された上記熱間成形用金型を用いて被成形体が成形される。このため、被成形体を加熱する工程において生成したスケールにより金型表面が摩耗し、損傷することを抑制することができる。これにより、金型の耐久性が向上するため、熱間成形中において金型のメンテナンス間隔を広くすることができるなどの利点がある。

［熱間成形用金型］
次に、本発明の実施形態に係る熱間成形用金型１について、図１を参照して説明する。図１は、熱間成形用金型１において被成形体である鋼板１０が設置された状態を示している。

熱間成形用金型１は、鋼板１０の熱間成形に用いられる金型であって、上下方向（図１中矢印）において互いに離れて配置された上金型１Ａ及び下金型１Ｂを有している。上金型１Ａは凸部１Ｃを有し、下金型１Ｂは当該凸部１Ｃと嵌め合う凹部１Ｄを有している。上金型１Ａ及び下金型１Ｂは、不図示の駆動源からの駆動力によって互いに接近するように又は互いに離れるように変位可能となっている。図１に示すように、加熱された鋼板１０が下金型１Ｂ上に設置された状態で、鋼板温度が低下しないように、時間をおかずに上金型１Ａを下降させる。これにより、凸部１Ｃによって鋼板１０がプレスされ、鋼板１０を下金型１Ｂの凹部１Ｄに沿った形状に成形することができる。

上金型１Ａ及び下金型１Ｂの各々は、基材１１と、基材１１上に形成された皮膜１２と、を有している。基材１１は、熱間成形用金型１の本体を構成する金属製の部材であり、熱間成形時において鋼板１０を押圧する面である成形面１１Ａを有している。凸部１Ｃは上金型１Ａの成形面１１Ａにおいて下金型１Ｂ側に出っ張った部分であり、凹部１Ｄは下金型１Ｂの成形面１１Ａにおいて上金型１Ａと反対側に凹んだ部分である。皮膜１２は、当該成形面１１上において熱間成形用金型１の耐摩耗層として形成されている。

上記皮膜１２は、ＷＣと、ＷＣの粒子同士を結合する結合剤（バインダー）である残部Ｃｏと、からなっている。皮膜１２は、膜の耐久性を確保する観点から、１０μｍ以上の厚みＴ１を有することが好ましく、５０μｍ以上の厚みＴ１を有することがより好ましく、１００μｍ以上の厚みＴ１を有することがさらに好ましい。

上記皮膜１２は、ＷＣとＣｏとを混合した焼結体を物理蒸着（ＰＶＤ：Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法又は溶射方法により、成形面１１Ａ上に成膜することにより形成されている。ＰＶＤ法としては、スパッタリング法やアークイオンプレーティング法を用いることができる。また溶射方法としては、プラズマ溶射や高速フレーム溶射（ＨＶＯＦ：Ｈｉｇｈ Ｖｅｌｏｃｉｔｙ Ｏｘｙｇｅｎ Ｆｌａｍｅ）を用いることができる。溶射方法では、ＷＣとＣｏの焼結体粉末が高速で基材１１に吹き付けられることにより皮膜１２が成膜される。この方法は、成膜速度が速いため、厚みＴ１が５０μｍ以上の厚膜の形成に適している。

溶射法により皮膜１２が形成される場合、上記のようにタングステンカーバイド（ＷＣ）は粉末状の原料を用いて形成される。ここで、最終的に皮膜１２中に含有されるＷＣ粒子は、９５％以上が直径１０μｍの円内に含まれる。すなわち、皮膜１２中に含有されるＷＣ粒子の９５％以上において、各方向における最大長さが１０μｍ以下となっている。ＷＣ粒子の大きさを観察する方法としては、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）などを用いた観察方法を採用することができる。具体的には、皮膜１２を厚さ方向に切断し、その断面をＳＥＭなどにより倍率２０００倍程度で１００μｍ×１００μｍ程度の視野内において観察することができる。そして、当該視野内における個々のＷＣ粒子の大きさを計測することができる。

溶射法は成膜レートが速いことから、上記のように５０μｍ以上の厚みＴ１を有する厚膜を形成することができる。しかし、皮膜１２を構成する個々のＷＣ粒子が大きい場合、熱間成形用金型１と鋼板１０との摺動中においてＷＣ粒子が脱落し、摺動表面の粒子欠落による摩耗が発生する。これを防ぐため、上記のように皮膜１２の断面観察を行ったときに、少なくとも９５％以上のＷＣ粒子が直径１０μｍの円内に含まれる必要がある。また、少なくとも９５％以上のＷＣ粒子が直径５μｍ以下の円内に含まれることがより好ましい。

上記皮膜１２において、Ｃｏの含有量は３重量％（ｗｔ％）以上に調整されている。Ｃｏの含有量が３ｗｔ％未満である場合には、皮膜１２が脆くなり、鋼板１０の熱間成形時において皮膜１２に欠けが発生して皮膜１２の損傷が進行する場合がある。これを防止する観点から、Ｃｏの含有量は、３ｗｔ％以上となっており、４ｗｔ％以上であることがより好ましく、５ｗｔ％以上であることがさらに好ましい。

上記皮膜１２において、Ｃｏの含有量は１５ｗｔ％以下に調整されている。Ｃｏの含有量が１５ｗｔ％を超える場合には、皮膜１２中において軟質なＣｏの量が過大になり、皮膜１２の摩耗速度が速くなる。このため、Ｃｏの含有量は、１５ｗｔ％以下となっており、１２ｗｔ％以下であることがより好ましく、１０ｗｔ％以下であることがさらに好ましい。

上記皮膜１２におけるＣｏの含有量は、ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎ
Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）分析などを用いて測定することができる。

鋼板１０は、熱間成形用金型１を用いて熱間成形される被成形体である。鋼板１０は、０．１５ｗｔ％以上０．３５ｗｔ％以下のＣと、０．５ｗｔ％以上３ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上１．０ｗｔ％以下のＣｒと、を含有し、残部鉄及び不純物からなっている。Ｓｉの含有量は、１ｗｔ％以上であってもよく、１．５ｗｔ％以上であってもよく、２．５ｗｔ％以上であってもよい。またＣｒの含有量は、０．１ｗｔ％以上であってもよく、０．５ｗｔ％以上であってもよい。

鋼板１０は、上記成分組成を有するものに限定されず、Ｃｒを含有せずＳｉの含有量が上記範囲のものであってもよいし、Ｓｉを含有せずＣｒの含有量が上記範囲のものであってもよいし、Ｃ、Ｓｉ及びＣｒのいずれの成分元素も含有しないものであってもよい。また、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｂ又はＡｌなどの他の成分元素をさらに含有するものであってもよく、その含有量は数ｗｔ％以下であってもよい。

鋼板１０は、図１に示すように熱間成形用金型１に設置される前において、不図示の加熱炉において大気下で加熱処理される。このとき、鋼板１０を構成する鉄成分が大気中の酸素によって酸化され、当該鋼板１０表面にスケール（酸化物層）１０Ａが薄く形成される。スケール１０Ａは、ＦｅＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３、Ｆｅ_３Ｏ_４などの鉄酸化物を主に含有しており、その内側にはＦｅＯが主に存在し、外側にはＦｅ_２Ｏ_３及びＦｅ_３Ｏ_４が主に存在している。特に、鋼板１０は、Ｓｉ及びＣｒの成分元素を含有するため、Ｓｉ及びＣｒを含有しないものに比べてＦｅ_２Ｏ_３及びＦｅ_３Ｏ_４を多く含むスケール１０Ａを生成する。Ｆｅ_２Ｏ_３及びＦｅ_３Ｏ_４は、ＦｅＯに比べて硬度がより大きい酸化物である。

鋼板１０の熱間成形時においては、鋼板１０の表面に形成されたスケール１０Ａと熱間成形用金型１の表面とが接触し、摺動する。当該摺動による金型の摩耗を抑制するため、本実施形態に係る熱間成形用金型１では、基材１１上において耐摩耗層としての皮膜１２が形成されている。つまり、鋼板１０の熱間成形時には、基材１１がスケール１０Ａと直接接触せず、皮膜１２とスケール１０Ａとが接触するため、基材１１がスケール１０Ａとの摺動により摩耗し、損傷を受けることを抑制することができる。

［皮膜の成膜方法］
次に、上記皮膜１２の成膜手順について説明する。図２は、皮膜１２の成膜に用いられる成膜装置２の装置構成を示している。まず、成膜装置２の構成について、図２を参照して説明する。

成膜装置２は、チャンバー２１と、複数（２つ）のアーク電源２２及びスパッタ電源２３と、基材ステージ２４と、バイアス電源２５と、複数（４つ）のヒータ２６と、放電用直流電源２７と、フィラメント加熱用交流電源２８と、を有する。チャンバー２１には、真空排気するためのガス排気口２１Ａと、チャンバー２１内にガスを供給するためのガス供給口２１Ｂと、が設けられている。アーク電源２２には、ターゲットが配置されるアーク蒸発源２２Ａが接続されている。スパッタ電源２３には、ターゲットが配置されるスパッタ蒸発源２３Ａが接続されている。基材ステージ２４は、回転可能に構成され、成膜対象である基材１１を支持するための支持面を有する。バイアス電源２５は、基材ステージ２４を通して基材１１に負バイアスを印加する。

次に、基材１１上への皮膜１２の成膜手順について説明する。本実施形態では、アークイオンプレーティング法により皮膜１２が成膜される場合について説明する。

まず、基材１１が準備され、基材ステージ２４上にセットされる。一方、Ｃｏ含有量が３ｗｔ％以上１５ｗｔ％以下に調整されたＷＣ−Ｃｏ焼結体が準備され、成膜用のターゲットとしてアーク蒸発源２２Ａにセットされる。

次に、ガス排気口２１Ａよりチャンバー２１内が所定の圧力まで減圧され、真空状態とされる。次に、ガス供給口２１ＢからＡｒガスがチャンバー２１内に導入され、ヒータ２６により基材１１が所定の温度に加熱される。そして、基材１１の表面がＡｒイオンにより所定時間エッチングされる。これにより、基材１１の表面に形成された酸化皮膜などが除去される。

次に、所定のアーク電流を流すことによりアーク蒸発源２２Ａにセットされたターゲットを蒸発させると共に、基材ステージ２４を所定の回転速度で回転させる。これにより、蒸発したターゲットが基材１１上に付着し、皮膜１２が成膜される。成膜速度は、アーク電流の条件や基材ステージ２４の回転速度の条件により調整され、所望の膜厚に達するように成膜時間が調整される。

そして、所望の膜厚に達した後、アーク電流の供給及び基材ステージ２４の回転が停止される。その後、チャンバー２１内が大気開放され、成膜後の基材１１がチャンバー２１の外に取り出される。以上のような手順により、基材１１上に皮膜１２が成膜される。

また、スパッタリング法によって皮膜１２が成膜される場合には、Ｃｏ含有量が３ｗｔ％以上１５ｗｔ％以下に調整されたＷＣ−Ｃｏ焼結体がスパッタ蒸発源２３Ａにおいてターゲットとしてセットされる。そして、スパッタ蒸発源２３Ａに所定の電力を投入することによりターゲットを蒸発させ、かつ基材ステージ２４を回転させることにより皮膜１２が成膜される。

［熱間成形方法］
次に、上記皮膜１２が耐摩耗層として形成された上記熱間成形用金型１を用いて実施される熱間成形方法について、図３のフローチャートに沿って説明する。上記熱間成形方法は、鋼板１０の成形と冷却による焼入硬化とが同時に実施されるホットプレス（ダイクエンチ）法によって実施される。

まず、被成形体を加熱する工程Ｓ１０が実施される。この工程Ｓ１０では、まず、熱間成形を行う被成形体として、０．１５ｗｔ％以上０．３５ｗｔ％以下のＣと、０．５ｗｔ％以上３ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上１．０ｗｔ％以下のＣｒと、を含有し、残部鉄及び不純物からなる鋼によって構成され、平板状に加工された鋼板１０が準備される。

次に、鋼板１０が加熱炉（図示しない）内に配置され、大気下においてオーステナイトになるまで所定の温度（９００℃程度）で加熱される。この加熱によって、鋼板１０の表面には、ＦｅＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３、Ｆｅ_３Ｏ_４などの鉄酸化物を主に含むスケール１０Ａが形成される（図１）。

次に、被成形体を成形する工程Ｓ２０が実施される。この工程Ｓ２０では、図１に示すように、上記工程Ｓ１０で加熱された鋼板１０が所定の搬送手段（図示しない）によって熱間成形用金型１に搬送され、下金型１Ｂ上に設置される。次に、駆動源（図示しない）からの駆動力によって上金型１Ａを下金型１Ｂに向かって下降させる。これにより、上金型１Ａの凸部１Ｃによって鋼板１０が押圧され、鋼板１０が下金型１Ｂの凹部１Ｄに沿った形状にプレス成形される。このプレス成形と同時に、鋼板１０は、熱間成形用金型１と接触した状態で所定時間保持されることによりＭｓ点（マルテンサイト変態点）以下の温度にまで急冷され、焼入硬化される。

この工程（Ｓ２０）では、鋼板１０のプレス成形を行うため、鋼板１０の表面に形成されたスケール１０Ａが熱間成形用金型１と接触する。ここで、基材１１上に皮膜１２が形成されていない場合には、硬質なスケール１０Ａとの摺動により基材１１が摩耗し、基材１１が損傷を受ける場合がある。これに対して、本実施形態では、基材１１の成形面１１Ａ上においてＣｏ含有量が適量に調整された皮膜１２が耐摩耗層として形成されているため、スケール１０Ａとの摺動による基材１１の摩耗及びこれによる損傷の発生を抑制することができる。以上の手順により、鋼板１０が成形及び焼入硬化され、本実施形態に係る熱間成形方法が完了する。

［作用効果］
次に、上記本実施形態に係る皮膜１２、熱間成形用金型１及び熱間成形方法の特徴及びその作用効果について説明する。

上記皮膜１２は、鋼からなる被成形体（鋼板１０）の熱間成形に用いられる熱間成形用金型１において耐摩耗層として基材１１上に形成される皮膜である。皮膜１２は、ＷＣと、３ｗｔ％以上１５ｗｔ％以下の残部Ｃｏと、からなっている。上記熱間成形用金型１は、成形面１１Ａを有する基材１１と、成形面１１Ａ上に形成された上記皮膜１２と、を備えている。上記熱間成形方法は、鋼板１０を加熱する工程Ｓ１０と、上記工程Ｓ１０において加熱された鋼板１０を上記熱間成形用金型１を用いて成形する工程Ｓ２０と、を備えている。

上記皮膜１２は、ＷＣと３ｗｔ％以上１５ｗｔ％以下の残部Ｃｏとからなっており、熱間成形用金型１において優れた耐摩耗層として機能する。Ｃｏの含有量が３ｗｔ％未満である場合には、皮膜が脆くなり、熱間成形時に皮膜が欠けて損傷が進行する。一方で、Ｃｏの含有量が１５ｗｔ％を超える場合には、皮膜中において軟質なＣｏが多く存在し過ぎるため、摩耗速度が速くなる。上記皮膜１２は、Ｃｏ含有量が適量に調整されることにより、熱間成形用金型１において優れた耐摩耗層として機能することができる。つまり、上記熱間成形用金型１を用いて鋼板１０の熱間成形を行った場合でも、当該鋼板１０の表面に形成されるスケール１０Ａによって金型が摩耗して損傷することを抑制することができる。また上記熱間成形用金型１を用いた熱間成形方法によれば、金型の摩耗による損傷を抑制することで金型の耐久性を向上させることができるため、金型のメンテナンス間隔を広くすることが可能となり、効率的に熱間成形を行うことができる。

上記皮膜１２は、溶射法により形成されていてもよい。そして、倍率２０００倍で皮膜１２の断面観察を行ったときに、皮膜１２に含有されるタングステンカーバイドの粒子の９５％以上が直径１０μｍの円内に含まれる大きさとなっている。これにより、皮膜１２と鋼板１０との摺動による粒子の脱落を防ぎ、耐摩耗性をより向上させることができる。

上記鋼板１０は、０．５ｗｔ％以上３ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上１．０ｗｔ％以下のＣｒと、を含有し、残部鉄及び不純物からなる鋼によって構成されている。鋼板１０中にＳｉ及びＣｒが含まれる場合には、当該鋼板１０に形成されるスケール１０ＡにおいてＦｅ_２Ｏ_３やＦｅ_３Ｏ_４の成分がＦｅＯに比べてリッチになる。これらのスケール成分は、ＦｅＯに比べて硬質な成分であるため、Ｓｉ及びＣｒを含む鋼板１０の熱間成形においてはスケール１０Ａによる金型の摩耗量がより大きくなる傾向がある。これに対して、上記皮膜１２が耐摩耗層として形成された上記熱間成形用金型１によれば、Ｓｉ及びＣｒを含む鋼板１０の熱間成形においても摩耗量の増加を防ぐことができる。

［その他の実施形態］
上記実施形態では、アークイオンプレーティング法やスパッタリング法により皮膜１２が成膜される場合について説明したが、これに限定されない。例えば、Ｃｏ含有量が３ｗｔ％以上１５ｗｔ％以下に調整されたＷＣ−Ｃｏ焼結体が溶射材として使用され、当該溶射材を加熱して基材１１に対して高速で吹き付ける溶射方法が用いられてもよい。より具体的には、酸素と燃料ガスの燃焼炎を熱源として利用して溶射材を溶融させるフレーム溶射が用いられてもよいし、電極間の放電により発生させたプラズマを熱源として利用したプラズマ溶射が用いられてもよい。このような溶射方法によれば、ＰＶＤ法に比べて成膜速度をより速くすることができるため、厚みＴ１が大きい場合（例えば５０μｍ以上）でも、皮膜１２を短時間で効率的に成膜することができる。

上記実施形態において、熱間成形用金型１は図１の形状に限定されず、鋼板１０の成形形状に応じて種々のものを用いることができる。また被成形体は鋼板１０に限定されず、熱間成形によって加工される種々の鋼材を用いることができる。

［実施例１］
スケールが形成された鋼材に対する耐摩耗性を評価する実験を行った。

ＪＩＳ規格ＳＫＤ１１製のボール（直径１０ｍｍ、ＨＲＣ６０）を準備し、その表面に下記表１のＮｏ．１〜１１に示す皮膜を形成した。Ｎｏ．１では、皮膜を形成しなかった。Ｎｏ．２では、ＴｉＡｌＮからなる皮膜を形成した。Ｎｏ．３では、Ｃоを含有しないＷＣからなる皮膜を形成した。Ｎｏ．４〜１１では、１〜２０ｗｔ％のＣｏとＷＣとからなる皮膜を形成した。Ｎｏ．２，１１はＰＶＤ法により成膜し、Ｎｏ．３〜１０は溶射法により成膜した。

一方、０．２２ｗｔ％のＣと１．２ｗｔ％のＳｉとを含む鋼板を準備し、当該鋼板を大気中において９５０℃まで加熱し、その後大気中において放冷することにより、鋼板上にスケールを生成させた。

下記表１に示すＮｏ．１〜１１の皮膜が形成されたボールとスケールが生成した鋼板とを摺動させ、その接触部分に形成される摩耗部分の面積を測定することにより摺動試験を行った。この摺動試験では、垂直荷重を５Ｎ、摺動速度を０．１ｍ／ｓ（摺動幅３０ｍｍの往復動）、摺動距離を７２ｍとし、摩耗部分の面積を測定することにより耐摩耗性を評価した。表１にその測定結果を示す。

表１から明らかなように、Ｃｏ含有量が３ｗｔ％以上１５ｗｔ％以下である皮膜が形成された場合（Ｎｏ．５〜８，１１）では、摩耗面積が０．３ｍｍ^２以下となり、スケールが生成した鋼板に対して良好な耐摩耗性を示すことが分かった。また、ＰＶＤ法を用いた場合には１０μｍ程度が膜厚の上限であるのに対し（Ｎｏ．２，１１では膜厚５μｍ）、溶射法では１００μｍ以上の膜厚を有する皮膜を形成することが可能であり（Ｎｏ．３〜１０では膜厚１００μｍ）、膜厚が大きい皮膜を形成することで、皮膜の寿命をより長くすることができる。

［実施例２］
ＪＩＳ規格ＳＫＤ１１製のボールを準備し、その表面にＣｏ（７ｗｔ％）とＷＣからなる皮膜（膜厚１００μｍ）を溶射法により形成し、又はＴｉＡｌＮからなる皮膜（膜厚１０μｍ）をＰＶＤ法により形成した。また、下記表２のＮｏ．１〜１１に示すように、Ｓｉ及びＣｒの含有量が異なる鋼板を準備し、上記実施例１と同様に大気中で高温加熱することにより鋼板上にスケールを生成させた。そして、ボールと鋼板との摺動試験を行い、皮膜の耐摩耗性に対する鋼板の組成の影響について調査した。表２にその結果を示す。

表２から明らかなように、Ｃｏ（７ｗｔ％）とＷＣからなる皮膜を形成した場合、及びＴｉＡｌＮからなる皮膜を形成した場合のいずれにおいても、Ｓｉ及びＣｒの含有量の増加と共に皮膜の摩耗部分における面積は増加した。しかし、ＴｉＡｌＮからなる皮膜を形成した場合では、Ｓｉ含有量が０．５〜３ｗｔ％でかつＣｒ含有量が０ｗｔ％である場合（Ｎｏ．３〜７）、及びＳｉ含有量が１ｗｔ％でかつＣｒ含有量が０．５〜１ｗｔ％である場合（Ｎｏ．９，１０）において、摩耗面積が０．３ｍｍ^２以上にまで増加したのに対し、Ｃｏ（７ｗｔ％）とＷＣからなる皮膜を形成した場合には、摩耗面積が０．３ｍｍ^２以下に抑えられ、優れた耐摩耗性が発揮されることが分かった。

［実施例３］
下記の表３のＮｏ．１〜６に示すように、溶射時の原料として用いたＷＣ粉末の粒径（最大粒径（μｍ））を変化させ、上記実施例１と同様にＪＩＳ規格ＳＫＤ１１製のボールの表面にＷＣ−Ｃｏ皮膜を溶射法により形成した。ＷＣ−Ｃｏ皮膜の厚さは、１００μｍとした。

次に、成膜したＷＣ−Ｃｏ皮膜を厚さ方向に切断し、樹脂埋め込みを行い、切断面に対して研磨処理を行った。そして、ＷＣ−Ｃｏ皮膜の断面をＳＥＭにより倍率２０００倍で観察した。そして、観察視野内における個々のＷＣ粒子の最大長さを計測した。この計測結果に基づいて、観察視野内における全ＷＣ粒子の数に対して、直径１０μｍの円内に含まれるＷＣ粒子の数の比率（％）を算出した。

その後、下記の表３のＮｏ．１〜６の各サンプルについて、上記実施例１と同様の条件で摺動試験を行い、摩耗量（ｍｍ^２）を比較した。

表３から明らかなように、直径１０μｍの円内に含まれるＷＣ粒子の比率が９５％以上である場合（Ｃｏ量が６ｗｔ％又は８ｗｔ％）、当該比率が９５％未満である場合に比べて摩耗面積（ｍｍ^２）が小さくなり、耐摩耗性が向上することが分かった。これは、皮膜を構成する個々のＷＣ粒子を小さくすることにより、皮膜の摺動表面におけるＷＣ粒子の脱落を防ぐことができるためであると考えられる。

１ 熱間成形用金型
１０ 鋼板（被成形体）
１１ 基材
１１Ａ 成形面
１２ 皮膜

Claims (7)

1. 鋼からなる被成形体の熱間成形に用いられる金型において耐摩耗層として形成される皮膜であって、
   タングステンカーバイドと、３重量％以上１５重量％以下のコバルトと、からなることを特徴とする、皮膜。
2. 溶射法により形成され、
   倍率２０００倍で前記皮膜の断面観察を行ったときに、前記皮膜に含有されるタングステンカーバイドの粒子の９５％以上が直径１０μｍの円内に含まれる大きさであることを特徴とする、請求項１に記載の皮膜。
3. 前記被成形体は、０．５重量％以上３重量％以下のシリコンを含有する鋼からなる、請求項１又は２に記載の皮膜。
4. 前記被成形体は、０．０５重量％以上１．０重量％以下のクロムを含有する鋼からなる、請求項１〜３の何れか１項に記載の皮膜。
5. 前記被成形体は、０．１５重量％以上０．３５重量％以下の炭素を含有する鋼からなる、請求項１〜４の何れか１項に記載の皮膜。
6. 鋼からなる被成形体の熱間成形に用いられる熱間成形用金型であって、
   成形面を有する基材と、
   前記成形面上に形成された請求項１〜５の何れか１項に記載の皮膜と、を備えた、熱間成形用金型。
7. 鋼からなる被成形体を加熱する工程と、
   加熱された前記被成形体を成形する工程と、を備え、
   前記成形する工程では、請求項６に記載の熱間成形用金型を用いて前記被成形体を成形する、熱間成形方法。

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