JP6855864B2 - チタン板のプレス用金型及びチタン板のプレス成形方法 - Google Patents
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Description
また、ミルボンドで代表される有機系の潤滑皮膜をチタン板の表面に形成させたのち、更に潤滑油を塗布した状態でプレス成形を行う方法もある。しかし、この方法では、ミルボンド溶液を塗布・乾燥させて潤滑皮膜を形成する必要があり、多数の工程が必要になり、生産性が低い。また、ミルボンド等の有機系の潤滑皮膜では、剥離したプレスかすが、プレス加工後の押し込み欠陥となり、加工後の成形品の外観品質を損なう場合がある。
本発明の要旨は以下の通りである。
基材と、前記基材の表面に形成された表面処理皮膜とを備え、
前記基材は、質量%で、
C:1.00〜2.30%、
Si:0.10〜0.60%、
Mn:0.20〜0.80%、
P:0.030%以下、
S:0.030%以下、
Cr:4.80〜13.00%を含有し、
残部が鉄及び不純物からなる組成を有する鋼材からなり、
前記表面処理皮膜は、前記基材上に形成されたCrN皮膜と、CrN皮膜上に形成されたCr膜と、前記Cr膜上に形成された中間膜と、前記中間膜上に形成されたダイヤモンドライクカーボン膜とからなり、
前記CrN皮膜の厚さが0.5μm〜5μm(但し5μmを除く)であり、
前記中間膜はCr及び炭素を含み、Crと炭素の合計を100質量%としたとき、前記Cr膜側の界面におけるCr濃度が80質量%以上であり、前記ダイヤモンドライクカーボン膜側の界面におけるC濃度が80質量%以上であり、前記Cr膜側から前記ダイヤモンドライクカーボン膜側に向かう膜厚方向に沿ってCr濃度が徐々に減少する膜であり、
前記ダイヤモンドライクカーボン膜において、ラマン分光法により測定された波数1380cm−1における吸収強度I1380と、波数1540cm−1における吸収強度I1540との比I1380/I1540が、膜表面から膜厚の20%深さの範囲で0.5〜0.7、前記ダイヤモンドライクカーボン膜と前記中間膜との界面から20%深さの範囲で0.3〜0.5である、チタン板のプレス用金型。
[2] 前記ダイヤモンドライクカーボン膜において、膜表面から膜厚の20%深さの範囲のビッカース硬さが3000〜3500、前記ダイヤモンドライクカーボン膜と前記中間膜との界面から20%深さの範囲のビッカース硬さが2500〜3000である、[1]に記載のチタン板のプレス用金型。
[3] 前記ダイヤモンドライクカーボン膜の厚さが0.5μm〜2μmである、[1]または[2]に記載のチタン板のプレス用金型。
[4] 前記CrN皮膜のビッカース硬さが800〜2000である、[1]乃至[3]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[5] 前記Cr膜の厚さが5nm〜100nmである、[1]乃至[4]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[6] 前記中間膜の厚さが30nm〜1000nmである、[1]乃至[5]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[7] 前記基材の表面に窒化層が形成され、前記窒化層上に前記CrN皮膜が形成されている、[1]乃至[6]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[8] 前記窒化層の厚さが0.5μm〜5μmである、[7]に記載のチタン板のプレス用金型。
[9] 前記窒化層の平均窒素濃度が、0.10〜0.50質量%である、[7]または[8]に記載のチタン板のプレス用金型。
[10] 前記窒化層における窒素の濃度分布が、前記窒化層表層から深さ方向に向かって減少する濃度勾配を有する、[7]乃至[9]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[11] 前記窒化層のビッカース硬さが800〜1200である、[7]乃至[10]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[12] 前記基材が、さらに、質量%で、
Mo:0.70〜1.20%、
V:0.15〜1.00%、
W:0.60〜0.80%、
を含有する、[1]乃至[11]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[13] 前記基材がパンチ及びダイである、[1]乃至[12]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
[14] [1]〜[13]の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型を用いて、チタン板をプレス成形する、チタン板のプレス成形方法。
[15] 前記チタン板をプレス成形する際、チタン板の変形状態として平面ひずみ状態を含む、[14]に記載のチタン板のプレス成形方法。
なお、本実施形態は、本発明のチタン板用のプレス金型及びチタン板のプレス成形方法の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。
図1及び図2に示すように、プレート式熱交換器は、波状に成形されたプレートが板厚方向に重ね合わされて構成されている。波状のプレートが重ねられることによって、各プレートの間に流体が流通する流路が形成される。各流路に高温の流体及び低温の流体が流れることにより、プレートを介して各流体の間で熱交換が行われる。プレートは、チタン板で構成されている。
α型チタン合金としては、例えば高耐食性合金(ASTM Grade 7、11、16、26、13、30、33あるいはこれらに対応するJIS種や更に種々の元素を少量含有させたチタン材)、Ti−0.5Cu、Ti−1.0Cu、Ti−1.0Cu−0.5Nb、Ti−1.0Cu−1.0Sn−0.3Si−0.25Nb、Ti−0.5Al−0.45Si、Ti−0.9Al−0.35Si、Ti−3Al−2.5V、Ti−5Al−2.5Sn、Ti−6Al−2Sn−4Zr−2Mo、Ti−6Al−2.75Sn−4Zr−0.4Mo−0.45Siなどがある。
まず、本実施形態の基材の成分組成に関し、各元素の限定理由について詳述する。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「%」は質量%を表すものとする。また、以下に示す基本成分及び選択元素の残部は、鉄及び不可避的不純物からなる。
Cは、炭化物の形成および基材の硬さの確保に必要な元素である。また、Cr、Mo、V等と結合して硬い炭化物を形成するので、焼入れ焼き戻し硬さを高め、耐摩耗性を構成させる元素として重要である。そのため、本実施形態ではCを1.00%以上含有させる。硬さの確保の観点から、1.4%以上含有させることが好ましい。
一方、C含有量が2.30%を超えると、靱性を著しく劣化させる。そこで、本実施形態では、C含有量は2.30%以下と限定する。なお、靭性確保の観点から、C含有量の上限は、2.20%であることが好ましく、2.00%以下であることがさらに好ましい。
Siは、脱酸剤として含有される。また、Siは、高温焼戻し中の軟化抵抗性を高める作用があるため含有される。これらの観点から、Siは0.10%以上含有させる。一方、Si含有量が0.60%を超えると、熱間加工性や靱性を低下させるほか、非金属介在物が増加するおそれがある。そのため、Si含有量は0.60%以下とする。なお、基材の靭性確保の観点から、Si含有量の上限は0.50%であることが好ましい。
Mnは、Siと同様に脱酸効果のある元素であり、焼入れ性を向上させると同時に、残留オーステナイトを増加させる元素である。この観点から、Mnは0.20%以上含有させる。なお、基材の硬度確保の観点から、0.30以上含有させることが好ましい。なお、靭性とのバランスを考慮し、本実施形態ではMn量の上限を0.8%とする。好ましくは、0.6%以下である。
(S:硫黄) 0.030%以下
P,Sともに、鋼中に存在しない方が好ましい不純物元素である。このことから、P,Sともに、その含有量を0.030%以下に制限する。なお好ましくは、0.020%以下に制限する。
CrはCと結合して、結合して炭化物を形成することにより、基材の耐摩耗性を向上させる需要な元素である。また、本実施形態ではプレス用金型21の基材上にCrN皮膜(硬質皮膜)を形成することから、当該CrN皮膜との密着性を確保する上でも非常に重要である。これらの観点から、Cr量は4.80%以上とし、好ましくは8.00%以上、さらに好ましくは11.00%以上とする。
一方、Crを過剰に添加すると、粗大な炭化物の生成によって靭性が劣化するおそれがあるので、Cr量の上限を13.00%とする。なお、好ましくは12.50%以下である。
Moは、焼戻し軟化抵抗性を向上させるとともに、炭化物の形成により基材に耐摩耗性を付与する効果も有する。これらの観点から、Moは0.70%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.80%以上である。
一方、Moを過剰に添加すると基材の靱性を劣化させるおそれがある。このことから、Moは1.20%以下含有させることが好ましく、より好ましくは1.10%以下である。
Vは、基材の焼入れ性向上、焼戻し軟化抑制さらには炭化物の微細化に有効である。そのため、Vは0.15%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.20%以上である。
一方、Vを過剰に添加すると、冷間加工性を阻害するおそれがあるため、Vは1.00%以下含有させることが好ましく、より好ましくは0.50%以下である。
Wは、Vと同様に、基材の焼入れ性向上、焼戻し軟化抑制さらには炭化物の微細化に有効である。そのため、Wは0.6%以上含有させることが好ましい。一方、Wを過剰に添加すると、冷間加工性を阻害するおそれがあるため、Wは0.80%以下含有させることが好ましい。
上記成分組成を有するような基材の硬度は、ビッカース硬さで約500〜600程度である。つまり、上記基材上に皮膜等を形成せず、基材ままの状態でチタン板をプレス成形した場合、基材自体の硬度は確保できていることから耐摩耗性に関しては比較的良好な結果が得られるが、耐凝着性に関しては、チタン板の材料が基材に焼付いてしまう場合があり、プレス用金型に多数の疵が生じてしまうおそれがある。
本実施形態では、CrN膜とダイヤモンドライクカーボン膜との間に、Cr膜及び中間膜を配置することが好ましい。ダイヤモンドライクカーボン膜はCrN膜に対して比較的高い密着性を有するものの、本実施形態のプレス用金型を用いてチタン板を繰り返しプレス成形すると、ダイヤモンドライクカーボン膜に繰り返し衝撃が加わり、これにより、ダイヤモンドライクカーボン膜がCrN膜から剥離するおそれがある。そこで、CrN膜上にCr膜を形成し、Cr膜上に中間膜を形成し、更にその上にダイヤモンドライクカーボン膜を形成することにより、繰り返し衝撃を受けた場合でもダイヤモンドライクカーボン膜の剥離を抑制する。また、中間膜を設けることで、CrからC単体への傾斜構造を持たせることができ、耐久性を高めることができる。
また、中間膜とダイヤモンドライクカーボン膜の界面についても、厚さ方向のCr濃度分布を測定することで容易に判別できる。中間膜ではダイヤモンドライクカーボン膜側に向かうに従ってCr濃度が減少し、ダイヤモンドライクカーボン膜ではCr濃度が0質量%になるので、厚さ方向のCr濃度を分析してCr濃度が0%になった位置を界面とすればよい。Crの分析手法は、Cr膜の場合と同様に、薄膜試料を用いた走査透過電子顕微鏡観察(STEM:SCANNING TRANSMISSION ELECTRON MICROSCOPY)及び特性X線分析により分析を行う。
また、中間膜の成膜方法は、Cr膜と同様に、PVD法(物理蒸着法)を用いることが好ましい。この場合、Cr及び炭素のターゲットをそれぞれ用意してスパッタリング法により中間膜を成長させ、膜の成長途中で各ターゲットに対するスパッタリング条件を変化させることにより、Cr膜からダイヤモンドライクカーボン膜側に向かってCr濃度を減少させるとともにC濃度を増加させればよい。
チタン板のプレス用金型21は、使用環境・使用条件が過酷であることから、耐摩耗性や耐凝着性は勿論のこと、チタン板に対する優れた低摩擦性が求められる。
そこで本実施形態では、低摩擦性を実現するため、CrN皮膜上にCr膜及び中間膜を積層し、更に、sp2混成軌道の炭素(sp2構造)とsp3混成軌道の炭素(sp3構造)からなる高硬度なダイヤモンドライクカーボン膜(DLC膜)を成膜する。
しかし、中間膜はCrと炭素を含む膜であるため、中間膜における炭素の結晶構造はDLC膜における炭素の結晶構造とは異なっており、中間膜はDLC膜に対して硬度が低くなっている。このため、中間膜上に高硬度なDLC膜を成膜しただけでは、中間膜とDLC膜との間(界面)で硬度格差(強度の不連続性)が生じ、中間膜とDLC膜との界面において応力が集中しやすくなる結果、中間膜とDLC膜との密着性が十分に確保できなくなり、チタン板のプレス成形中にDLC膜が剥離するおそれがある。
そのため、中間膜とDLC膜との間における硬度の格差を緩和させるようDLC膜の膜厚方向の硬度分布(硬度傾斜)を制御することが重要である。
中間膜のDLC膜側の界面におけるビッカース硬度は1200〜2400程度であるので、DLC膜の下層領域はビッカース硬度で2500〜3000程度、上層領域は3000〜3500程度とすることが望ましい。
さらに、DLC膜はチタンとの親和性が低いことから、チタン板に対する耐凝着性も良好なものとできる。
DLC膜におけるsp3構造とsp2構造の割合を上記のように制御するためには、プラズマCVD法の各条件(成膜条件)を調整すればよい。具体的には、反応ガスの種類や割合、基板温度、陰極電圧、真空度等を適宜調整することで、DLC膜におけるsp3構造とsp2構造の割合を調整できる。つまり、DLC膜の膜厚方向に上記のような硬度傾斜が付与されるのであれば、成膜条件を適宜調整しながら成膜してもよく、成膜開始から一定の条件の下で成膜してもよい。
また、本実施形態におけるDLC膜は、sp3構造とsp2構造を所望の割合とすることが重要であるため、膜中にH(水素)が多量に混入することは好ましくない。そのため、反応ガスとしてH2は適当な量に抑えるほうがよい。
以上述べた成膜条件は、用いるプラズマCVD装置の種類、スペック等に影響されるため、生成させているDLC膜のラマンピークを調べながらsp3構造とsp2構造の割合を調整すればよい。
本実施形態に係るプレス用金型21は、基材上にCrN皮膜、Cr膜及び中間膜を成膜し、さらにその上に高硬度なダイヤモンドカーボン膜を成膜することで、プレス用金型21の耐摩耗性、耐凝着性、低摩擦性を確保する。しかしながら、高硬度のCrN皮膜と比較的軟質な基材との間(界面)では硬度格差(強度の不連続性)が生じ、CrN皮膜と基材との界面において応力が集中しやすくなる結果、CrN皮膜の厚みによってはCrN皮膜と基材との密着性が十分に確保できない場合がある。
そこで、本発明者らが検討した結果、高硬度なCrN皮膜と、比較的軟質な基材との間に、CrN皮膜と基材とを連結させうる別の層を設けることで、硬度格差を緩和させることができ、CrN皮膜と基材との密着性、及びプレス用金型の強度を両立させうることを知見した。
また、一般的に、最大せん断応力は最表面ではなく表面直下(表層)で最大となる「ヘルツの接触応力」の観点からも、プレス用金型の表面直下、すなわちCrN皮膜と基材との間にも高硬度の層をさらに設け、プレス用金型の耐摩耗性を確保することが好ましい。
高硬度のCrN皮膜と比較的軟質な基材との間における強度の差を低減するためには、窒化層の厚みを0.5μm以上確保することが好ましい。より好ましくは1μm以上である。一方、窒化層の厚みを過度に厚くしすぎることは、プラズマ窒化処理に要する時間が長くなり生産性を低下させるほか、製造コストも高くなる。また、窒化層の厚みを過度に厚くすると、基材の表面粗度が大きくなってしまい、CrN皮膜の成膜前に基材表面を研磨する必要が生じる。これらの観点から、窒化層の厚みは5μm以下とすることが好ましい。
窒化層中の窒素濃度が低すぎると、強度向上の効果が小さく、十分な耐摩耗性が得られないおそれがあるため、窒化層中の平均窒素濃度は0.10質量%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.20%以上である。
一方、窒化層中の窒素濃度が高すぎると、窒化層表面が脆化する傾向となりやすく、割れが生じるおそれがある。このことから、窒化層中の平均窒素濃度は0.50質量%以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.40%以下である。
上述したように、プレス用金型の内部で強度格差が生じることは、CrN皮膜と基材との密着性、及び強度の観点から好ましくない。従って、CrN皮膜、基材表層、基材内部それぞれの間の強度の格差、すなわち基材の深さ方向に沿った強度勾配は緩やかにすることが好ましい。そのためには、CrN皮膜と基材との間に形成する窒化層内の窒素の濃度分布を、窒化層表層から基材側に向かって減少するような濃度勾配となるよう制御することが好ましい。
(実施例1)
まず、プレス用金型のダイ及びパンチの基材としてJIS G 4404にて規定されている工具鋼SKD11(C,Si,Mn,Cr,Mo,V,P,S,残部鉄及び不純物を本発明の範囲で含む鋼)を採用し、所定の形状に成形後、焼入れ及び焼戻し処理を行った。
次に、得られた基材表面に対して、窒化処理を行い、基材表層に、25μm厚、平均窒素濃度が0.20質量%である窒化層を形成した。
なお、窒化処理は、アンモニアと水素の混合ガス雰囲気中(NH3、H2、Ar)で直流グロー放電により生じた反応性の高い活性種を利用し窒化するラジカル窒化処理を用いた。処理温度は500℃とし3時間の処理を施した。
次に、窒化処理を施した基材表層(窒化層)上に、PVD蒸着法により、1.5μmのCrN皮膜(単層)を成膜した。
図7及び図8に示すように、基材表層に、厚さ1.5μmのCrN層が形成されていることが分かる。また、図9は、微量に含有する元素の深さ方向への濃度挙動を確認するために、図7のグラフの縦軸範囲を変化させ表したグラフである。図9のグラフより、CrN皮膜と基材との間には、窒化層が形成されていることが分かる。また、グラフからも明らかなように、CrN皮膜側から基材側に向けて窒素濃度が緩やかに減少する勾配を示しており、窒化層内における深さ方向に対する硬さ変動も緩やかであることが分かる。なお、図7〜図9はパンチの分析結果であるが、ダイについても図7〜図9と同様な分析結果が得られた。
DLC膜はプラズマCVD法によって成膜した。装置は容量結合型高周波プラズマCVD装置を用い、温度は500℃とした。プラズマ発生用電源には、13.56MHzの高周波電源を用いた。反応ガスとしては、CH4とH2の混合ガスを用いた。このとき、CH4とH2の混合ガスの混合比を変えることにより、中間膜との界面から表面に向かって膜の硬さが徐々に増加するようにした。
実施例1で採用した工具鋼SKD11を基材とし、実施例1と同様に、窒化層およびCrN皮膜(単層)を形成した。次に、CrN皮膜上に、イオンプレーティング法によりダイヤモンドライクカーボン膜(DLC膜)を1.0μmの厚さで成膜した。このようにしてダイ及びパンチを製造した。
実施例1および比較例で得られたダイ及びパンチの表層の、sp2混成軌道の炭素とsp3混成軌道の炭素の割合(sp3/sp2)をラマン分光分析によって測定した。
結果を図10(a)〜(c)及び図11(a)〜(c)、表1、2に示す。
また表1に、実施例1のラマンバンドパラメータを、表2に比較例1のラマンバンドパラメータを示す。
つまり、中間膜からDLC膜に向かうにしたがい硬度が大きくなる硬度傾斜となっていることが分かる。
つまり、中間膜からDLC膜に向かうにしたがい硬度が大きくなる硬度傾斜となっていることが分かる。
なお、図10〜図11はパンチの分析結果であるが、ダイについても図10〜図11と同様な分析結果が得られた。
また、面研削による測定と埋め込み研磨による側面(断面)押し込みを併用した。得られたナノインデンテーション硬さから、下記の換算式によってビッ力一ス硬さを求めた。
Hv=0.0945×HIT
ただし、上記式中のHvはビッ力一ス硬さを、HITはナノインデンテーション硬さをそれぞれ意味する。
その結果を表3に示す。表3に示すように、実施例1では、各層・各膜の平均ビッカース硬さはそれぞれ、窒化層は1000、CrN皮膜は2000、Cr膜は1200(表3に記載せず)、中間膜は2000(表3に記載せず)、DLC膜の「界面付近」は2500、「DLC膜内部」は3000、DLC膜の「表面付近」は3500となり、Cr膜からDLC膜の膜厚方向において硬度傾斜が付与されていた。なお、表層における亀裂破壊を減少させるため、DLCは2000〜2400程度としてもよい。
実施例1及び比較例1のダイ及びパンチを用いて、チタン板をプレス成形することにより、プレス成形性を評価した。
図12に、試験に用いたプレス用金型の断面模式図を示す。図12に示すプレス用金型は、パンチ21と、ダイ22と、しわ押さえパッド23とから構成された。パンチ21には、3つの突起部21aを等間隔に設けた。また、ダイ22には2つの突起部22a、22aを設けた。ダイ21及びパンチ22における突起部先端は、断面視した場合に曲率半径3.0mmの曲面とされた。パンチ21の突起部21a及びダイ22の突起部22aは、パンチ21が下死点に下降したときに各突起部21a、22a同士の隙間が1.5mmになるように位置決めされた。パンチ21の図中幅方向の寸法は36mmであり、パンチ21及びダイ22のそれぞれの突起部の高さは10mmであった。ダイ22の外周部の上方には、しわ押さえパッド23を配置した。ダイ22には、パンチ21を囲むように材料の流入防止ビード22bを設けた。これにより、成形加工を受けたチタン板は、平面ひずみ状態となる。
板厚の最小値は、実施例1で0.38mm、比較例1で0.37mmとなり、両者に大きな差はなかった。
このように、実施例1のプレス用金型を用いてプレス成形したチタン板は、ミルボンドの処理を行わないものであったが、比較例1と同様に割れを生じさせることなく、狙い通りの形状に成形が可能となった。
Claims (15)
- チタン板のプレス成形加工に用いるプレス用金型であって、
基材と、前記基材の表面に形成された表面処理皮膜とを備え、
前記基材は、質量%で、
C:1.00〜2.30%、
Si:0.10〜0.60%、
Mn:0.20〜0.80%、
P:0.030%以下、
S:0.030%以下、
Cr:4.80〜13.00%を含有し、
残部が鉄及び不純物からなる組成を有する鋼材からなり、
前記表面処理皮膜は、前記基材上に形成されたCrN皮膜と、CrN皮膜上に形成されたCr膜と、前記Cr膜上に形成された中間膜と、前記中間膜上に形成されたダイヤモンドライクカーボン膜とからなり、
前記CrN皮膜の厚さが0.5μm〜5μm(但し5μmを除く)であり、
前記中間膜はCr及び炭素を含み、Crと炭素の合計を100質量%としたとき、前記Cr膜側の界面におけるCr濃度が80質量%以上であり、前記ダイヤモンドライクカーボン膜側の界面におけるC濃度が80質量%以上であり、前記Cr膜側から前記ダイヤモンドライクカーボン膜側に向かう膜厚方向に沿ってCr濃度が徐々に減少する膜であり、
前記ダイヤモンドライクカーボン膜において、ラマン分光法により測定された波数1380cm−1における吸収強度I1380と、波数1540cm−1における吸収強度I1540との比I1380/I1540が、膜表面から膜厚の20%深さの範囲で0.5〜0.7、前記ダイヤモンドライクカーボン膜と前記中間膜との界面から20%深さの範囲で0.3〜0.5である、チタン板のプレス用金型。 - 前記ダイヤモンドライクカーボン膜において、膜表面から膜厚の20%深さの範囲のビッカース硬さが3000〜3500、前記ダイヤモンドライクカーボン膜と前記中間膜との界面から20%深さの範囲のビッカース硬さが2500〜3000である、請求項1に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記ダイヤモンドライクカーボン膜の厚さが0.5μm〜2μmである、請求項1または請求項2に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記CrN皮膜のビッカース硬さが800〜2000である、請求項1乃至請求項3の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記Cr膜の厚さが5nm〜100nmである、請求項1乃至請求項4の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記中間膜の厚さが30nm〜1000nmである、請求項1乃至請求項5の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記基材の表面に窒化層が形成され、前記窒化層上に前記CrN皮膜が形成されている、請求項1乃至請求項6の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記窒化層の厚さが0.5μm〜5μmである、請求項7に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記窒化層の平均窒素濃度が、0.10〜0.50質量%である、請求項7または請求項8に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記窒化層における窒素の濃度分布が、前記窒化層表層から深さ方向に向かって減少する濃度勾配を有する、請求項7乃至請求項9の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記窒化層のビッカース硬さが800〜1200である、請求項7乃至請求項10の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
- 前記基材が、さらに、質量%で、
Mo:0.70〜1.20%、
V:0.15〜1.00%、
W:0.60〜0.80%、
を含有する、請求項1乃至請求項11の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。 - 前記基材がパンチ及びダイである、請求項1乃至請求項12の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型。
- 請求項1〜13の何れか一項に記載のチタン板のプレス用金型を用いて、チタン板をプレス成形する、チタン板のプレス成形方法。
- 前記チタン板をプレス成形する際、チタン板の変形状態として平面ひずみ状態を含む、請求項14に記載のチタン板のプレス成形方法。
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