JP4883400B2

JP4883400B2 - 鋳造用部材

Info

Publication number: JP4883400B2
Application number: JP2006261849A
Authority: JP
Inventors: 謙一井上; 史明本多
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2006-09-27
Filing date: 2006-09-27
Publication date: 2012-02-22
Anticipated expiration: 2026-09-27
Also published as: JP2008080353A

Description

本発明は、ダイカストおよび鋳造に使用される金型、もしくは鋳抜きピンや、ダイカストの射出機に使用されるピストンリング等の、溶融金属に接して使用される鋳造用部材に関するものである。

溶融金属の鋳造による成形に用いられる鋳造用部材には、従来、熱間ダイス鋼、高速度鋼、ステンレス鋼等の鋼が用いられてきた。鋳造による成形で最も多く用いられる被成形金属はアルミニウム合金であるが、金型等の鋳造用部材に使用されている上記鉄鋼材料の場合、アルミニウム合金と接触する部分では、これらの鉄鋼材料がアルミニウム合金溶湯によって溶損し、アルミニウム合金溶湯中の鉄含有量を増化し、鋳造品の品質を低下させる。さらに、これら金型等の溶損は操業上種々の不都合を発生させる。

上記の対策としては、深い硬化処理層が得られ、かつ処理の価格も非常に安価であることから、その作業面への窒化処理が多く用いられてきた。しかし、鋳造品の高強度化により、被成形材として高融点アルミニウム合金の使用が増大してきたことから、窒化処理では、高温において処理層中のＮがアルミニウム溶湯中に容易に拡散してしまうため、処理層の消滅による、耐溶損性の低下が生じ、急速に溶損現象が進む。

上記問題点を解決するために、溶融金属と反応し難いセラミックスを物理蒸着法（以下ＰＶＤ法とも記す）により作業面に被覆した金型の適用が増加している。例えば、金型母材に浸炭もしくは窒化処理を施した後、ＰＶＤ法にてＴｉＣ、ＴｉＮといった被覆層を適用する手法（特許文献１）、金型表面にＴｉ中間層を被覆し、次いでＴｉＡｌＮを被覆する手法（特許文献２）が提案されている。また、被覆層にＣｒＮを適用する手法も提案されている（特許文献３，４）。
特開昭６１−０３３７３４号公報特開平０７−１１２２６６号公報特開平１０−１３７９１５号公報特開２００１−１１５９９号公報

近年の鋳造サイクルの高速化により、アルミニウム合金の溶湯温度は比較的高温の状態で鋳造されるため、鋳造用金型といった接溶湯部材の使用環境はいっそう苛酷になっている。つまり、鋳造時の溶融金属による金型やその他部材の熱膨張と、被加工材凝固後の離型剤塗布による収縮、または被加工材の凝固収縮による金型、部材のたわみが顕著に発生するようになってきた。その結果、特許文献１〜４に提案されている組成の被覆層では、使用中に被覆層の剥離が発生し、この剥離部を経路として溶融金属が部材内部に浸透、表面処理層直下の母材中の鉄と反応して合金を形成する。そして、表面被覆層直下が、この合金形成により膨張すると、処理層が一気に剥離してしまい、溶損が急速に進む現象が認められた。

また、軽量化が要求されるハードディスク、パーソナルコンピュータ、携帯電話等の筐体には、近年、アルミニウム合金やマグネシウム合金のダイカスト製品が適用されるようになり、鋳造製品の薄肉化されている。鋳造製品の薄肉化を達成するためには、金型内への溶湯射出速度を早くする必要があり、上記提案の被覆層では、溶湯による摩耗に対し、十分な耐摩耗性を有していない。つまり、金型で説明すれば、湯口付近の溶湯が高速で進入する部位において、流体による摩耗が発生してしまうため、金型修正サイクル、金型寿命の低下、鋳造品の形状不良を招くこととなる。

本発明は、ダイカスト金型や鋳抜きピンといった、その作業面が高温の溶融金属に接して使用される鋳造用部材において、上記の問題を解消した鋳造用部材を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の用途であるような鋳造用部材における、不具合の発生機構に着目し、上記部材の作業面（接溶湯面）に適用する被覆層の耐溶損性、耐摩耗性に及ぼす被覆層の組成、層構造ならびに成膜条件の影響について詳細な検討を行った。

その結果、母材表面から被加工材に接する作業面にかけて役割を担う被覆層を、その硬さ分布によって分類のされる複合層とし、更にはそれら層間の厚さ関係をも調整することで、鋳造用部材として極めて良好な耐溶損性、耐摩耗性が得られることを見いだした。この結果により、例えばアルミニウム合金のダイカスト鋳抜きピンにおいては、鋳造品の凝固収縮時に発生するピンのたわみによる被覆層の剥離による溶損や、高速の溶湯が衝突した場合の摩耗が十分に抑制され、鋳造用部材として著しく寿命が向上するということを確認した。

すなわち、本発明の第１発明は、金属を母材とする鋳造用部材の、その少なくとも作業面に物理蒸着法による被覆層を有した鋳造用部材であって、該被覆層は、最表層にａ層、母材直上にｃ層、ａ層とｃ層の間にｂ層の少なくとも３層が被覆されており、ａ層、ｂ層、ｃ層は同金属系化合物であり、硬さ記号ＨＶ０．０２５による各層の硬さが、
２５００＞（ａ層の硬さ）＞１０００、
３５００＞（ｂ層の硬さ）＞２３００、
２５００＞（ｃ層の硬さ）＞１０００かつ、
（５００＋ａ層の硬さ）＜（ｂ層の硬さ）、
（５００＋ｃ層の硬さ）＜（ｂ層の硬さ）であり、
層厚にてｂ層＜ｃ層であり、被覆層の層厚の合計が５〜１５μｍであることを特徴とする鋳造用部材である。

なお、本発明の上記最表層であるａ層ならびに母材直上のｃ層は、金属元素部分がＴｉもしくはＣｒを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかからなり、最表層ａ層と母材直上のｃ層の間に被覆するｂ層は、金属元素部分がＴｉ、Ｃｒから選んだ１種もしくは２種を主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかであることが望ましい。または、ａ層ならびにｃ層は、金属元素部分がＣｒを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかからなり、ｂ層は、金属元素部分がＣｒおよびＡｌを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかであることが望ましい。

そして、最表層であるａ層の層厚が１〜５μｍ、ｂ層の層厚は１〜５μｍ、母材直上であるｃ層の層厚が２〜７μｍであることが望ましい。

更に、被覆層が形成された母材は、その母材最表面から２５μｍの深さにおける硬さが、母材最表面から５００μｍの深さにおける硬さに比べ、硬さ記号ＨＶ０．２にて１００以上高いことが望ましい。

従来のＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＣｒＮが被覆された鋳造用部材は、近年における使用環境の過酷化に対し、十分な寿命が得られなくなってきた。本発明の表面被覆層構造を適用した鋳造用部材を使用することにより、金型の耐溶損性、耐摩耗性の改善が達成できるため、寿命を飛躍的に向上させることが可能である。

鋳造用部材の作業面に被覆される硬質皮膜は、その接する溶湯に対してだけの特性に注視して検討すればよいものではなく、母材との相性も当然に考慮した、トータル的な特性の検討が必要である。よって、本発明での皮膜は、その溶湯に接する最表面にとっての要求特性と、母材に対しての要求特性の両方を、最大限に付与できるための複合被覆層としている。そして、本発明の最表層は、鋳造用部材に耐溶損性、耐摩耗性を付与することが主な役割であり、その存在は極めて重要である。そのため、これらの特性を高い次元でバランスよく有する皮膜であることが必要である。

本発明者らの検討結果によると、最表層のａ層、母材直上のｃ層、ａ層とｃ層の間に存在するｂ層といったように、金型作業面には少なくとも３層が、物理蒸着法で被覆されるものである。そして、その３層の境界は、各々が有する硬さ特性によって分類がされるものであって、各層の硬さは硬さ記号ＨＶ０．０２５で、
２５００＞（ａ層の硬さ）＞１０００、
３５００＞（ｂ層の硬さ）＞２３００、
２５００＞（ｃ層の硬さ）＞１０００かつ、
（５００＋ａ層の硬さ）＜（ｂ層の硬さ）、
（５００＋ｃ層の硬さ）＜（ｂ層の硬さ）
となる構造にすることが、被覆層の密着性を向上させるために極めて重要であると確認された。なお、硬さ記号ＨＶ０．０２５とは、ＪＩＳ−Ｚ−２２４４で指定のされるビッカース硬さ試験方法においての、試験荷重０．２４５２Ｎによる硬さ値である。

硬質材料は、比較的軟質な物質ほど、鋳造製品である被加工材への攻撃性が低く、熱サイクルや部材のたわみによる被覆層中のクラックも発生し難い。そして、更に物理蒸着法の場合は、被覆物質の密着性も良好となる。そのため、最表層には、ある程度の硬さは必要でありながらも、比較的軟質な物質のａ層を適用することは、被加工材への攻撃性が低下、つまり被覆層が被加工材を引掻くことで発生する突発的なカジリが抑制できる。また、クラックの発生しづらい軟質の物質で被覆層を覆ってしまう構造となるため、クラックを起点とした剥離や溶損が抑えられ、結果として被覆層全体の密着性も向上することとなる。このとき、同様にある程度の硬さは必要でありながらも、母材直上のｃ層へも軟質な物質を適用する理由は、母材である金型材と被覆層の本質的な密着性を向上させるためである。

一方、ｂ層は、硬さ２３００ＨＶ０．０２５を越える比較的硬質な物質であり、耐摩耗性を向上させることを目的とし被覆されるが、上述の軟質物質とは逆に、高硬度な物質ほど密着性に劣る。このとき、ｂ層を、軟質なａ層とｃ層で挟み込むことで、ｂ層は容易に剥離しなくなることが認められ、更に鋳造用部材の溶湯による摩耗が激しい部位においては、最表層のａ層が優先的に摩耗するが、その下から硬質のｂ層が出現するため、必要な部位において被覆層が耐摩耗性を向上させる機能を発揮すると確認された。

各層の厚みに関しては、硬質なｂ層をｃ層より厚くすると、上記のような硬さの関係であっても、各層が持つ特性のバランスが崩れ、ｂ層の密着性が低下する。そのため、ｂ層とｃ層の層厚は、ｂ層＜ｃ層の関係である。また、被覆層全体の膜厚は、５μｍ未満であると、鋳造用部材として十分な耐溶損性が得られなくなり、また１５μｍを越えて被覆すると密着性が極端に低下するため、被覆層の層厚は合計が５〜１５μｍとする。更には７〜１２μｍとすることが良い。

本発明の鋳造用部材の被覆方法については、物理蒸着法を規定している。これは、硬質材料を被覆する母材への熱影響、金型に発生する熱歪みや変形等を抑制する目的であり、例えば母材である熱間ダイス鋼や高速度鋼等の焼戻し温度以下で成膜でき、皮膜に圧縮応力を残留させることができるためである。物理蒸着法の種類については特に限定を設けないが、アークイオンプレーティング法もしくはスパッタリング法といった、被覆母材側にＢｉａｓ電圧を印可する物理蒸着法であることが望ましい。

母材の金属材質については、特段に定めるものではなく、例えば上記の通りの、熱間ダイス鋼、高速度鋼および超硬合金が使用できる。これについては、ＪＩＳ等による規格金属種（鋼種）を含め、従来金型への使用が可能な鋼種として提案のされてきた改良金属種も適用できる。

本発明の鋳造用部材の作業面においては、その形成した被覆層の最表層であるａ層ならびに母材直上のｃ層は、ｂ層との硬さならびに層厚の関係を満足していれば良い。しかしながら、ａ層ならびにｃ層は、鋳造用部材の用途に応じて、その金属元素部分がＴｉもしくはＣｒを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかであることが望ましい。なお、その主体とすることについては、窒素・炭素を除いた、金属（半金属を含む）組成部のみの割合で、ＴｉもしくはＣｒが７０（原子％）以上、更には９０（原子％）以上とすることが良い（実質１００（原子％）を含む）。

また、本発明の鋳造用部材の作業面において、ａ層とｃ層の間に被覆される、ｂ層は、その金属元素部分がＴｉ、Ｃｒ、Ａｌから選んだ１種もしくは２種以上、より限定的には、Ｔｉ、Ｃｒから選んだ１種もしくは２種を主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかであることが望ましい。なお、その主体とすることについては、上記のａ，ｃ層に同様であり、７０（原子％）以上、更には９０（原子％）以上とすることが良い（実質１００（原子％）を含む）。そして、このとき、ａ層ならびにｃ層との硬さの関係を満足するために、例えばａ層およびｃ層がＴｉＮである場合は、ＴｉＮに比べ硬質であるＴｉＡｌＮ系の硬質材料をｂ層に選択し、各層の硬さの関係を満足するＴｉとＡｌの成分比もしくは成膜条件を用いて被覆するか、ＴｉＣやＴｉＣＮといったＴｉＮに比べ硬質の炭化物もしくは炭窒化物を同じく各層の硬さの関係を満足する成膜条件で被覆する必要がある。

なお、本発明のａ層、ｂ層、ｃ層は、それぞれの層が同金属系化合物であることが、各層間の密着性の面で、更に望ましく、これに限定する。例えばＣｒ系窒化物の場合は、ａ層がＣｒＮ、ｂ層がＣｒＡｌＮ、ｃ層がＣｒＮのような構成が望ましい。すなわち、ａ層ならびにｃ層は、金属元素部分がＣｒを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかからなり、ｂ層は、金属元素部分がＣｒおよびＡｌを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかであることが望ましい。

上記は一例として挙げたが、ａ層およびｃ層のそれぞれは、その金属元素部分がＴｉもしくはＣｒを主体とするも、必要に応じてＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ属ならびにＡｌ，Ｓｉ、Ｂ等の、他の金属（半金属）元素を、ｂ層においても、その金属元素部分がＴｉ、Ｃｒ、Ａｌから選んだ１種もしくは２種以上を主体とするも、必要に応じてＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ属ならびにＳｉ、Ｂ等の、他の金属（半金属）元素を、各層において１０原子％以下微量添加してもよい。

次に、本発明の被覆層を構成する、それぞれの層の厚さについて述べる。本発明の最表層であるａ層は、その層厚が１〜５μｍであることが望ましい。層厚が１μｍ未満であると、耐溶損性が十分でなく早期に滅失してしまい、ａ層の役割の１つである初期の突発的なカジリを抑制する効果が得られない場合がある。逆に５μｍを越えて被覆すると、使用条件によっては、早期に剥離してしまう場合がある。よって、本発明の作業面にある被覆層のうちの、最表層であるａ層の層厚は、１〜５μｍであることが望ましい。

また、最表層であるａ層と母材直上層ｃ層の間に被覆されるｂ層は、層厚が１〜５μｍであることが望ましい。層厚が１μｍ未満であると、ｂ層の被覆の目的である耐摩耗性が十分でないことがあり、逆に５μｍを越えて被覆すると密着性が乏しくなり、早期に剥離する場合がある。よって、本発明のｂ層は、層厚が１〜５μｍであることが望ましい。

そして、本発明の母材直上層であるｃ層は、その層厚が２〜７μｍであることが望ましい。使用条件によっては、層厚が２μｍ未満であると、薄すぎるため母材との密着性が十分に得られ難い。逆に、７μｍを越えて被覆すると、その密着性を向上させる効果は変わらないばかりか、使用条件によっては、早期に剥離してしまう場合がある。よって、本発明の母材直上層であるｃ層の層厚は、２〜７μｍであることが望ましい。

更に本発明の鋳造用部材は、より耐溶損性、耐摩耗性の向上を目的にして、被覆層が形成された母材は、その最表面から２５μｍの深さにおける硬さが、該最表面から５００μｍの深さにおける硬さに比べ、ＪＩＳ−Ｚ−２２４４に定義されるビッカース硬さで１００ＨＶ０．２以上高いことが望ましい。硬さ記号ＨＶ０．２とは、ビッカース硬さ試験方法においての、試験荷重１．９６１Ｎによる硬さ値である。具体例としては、窒化処理、浸炭処理等と言った拡散を利用した表面硬化処理を予め適用することが望ましい。この時、窒化処理で形成される白層と呼ばれる窒化物層や、浸炭で認められる炭化物層と言った化合物層は、母材直上のｃ層の密着性を低下させる原因となるため、処理条件の制御により形成させないようにするか、あるいは研磨等により除去することが望ましい。

次に実施例に基づき詳細に説明するが、本発明は下記実施例によって限定を受けるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で任意に変更が可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

（実施例１）
ＪＩＳに規定される熱間ダイス鋼ＳＫＤ６１を用意し、１０３０℃より油焼入れ後、５５０〜６３０℃での焼戻しにより４７ＨＲＣに調質した。その後、耐溶損性評価用に直径１０ｍｍ、長さ１００ｍｍの円柱状テストピース、密着性の評価用に厚み３ｍｍ、一辺が３０ｍｍの板状テストピースの加工を行った。そして、これらのテストピースを母材として、被覆処理を行った。なお被覆処理の前には、全テストピースに対し、表面硬化処理として次に示す条件にてイオン窒化処理を施した。

被覆処理前の、表面硬化処理は、流量比５％Ｎ_２（残Ｈ_２）雰囲気中で、５００℃、１０時間保持の条件でイオン窒化処理を施した後、それぞれの試験面を研磨によって仕上げた。なお、仕上げ後の表面より２５μｍの深さにおける硬さは、この窒化処理を施した全テストピースにて６８０ＨＶ０．２であったことから、その５００μｍの深さにおける硬さ４７ＨＲＣ（＝４７１ＨＶ０．２）より１００ＨＶ０．２以上に硬化されていることを確認済みである。そして、仕上げ後の母材表面に対し、下記の条件の被覆処理を行った。

被覆方法は、アークイオンプレーティング装置を用い、まずは圧力０．５ＰａのＡｒ雰囲気中で、母材に−４００ＶのＢｉａｓ電圧を印可し、６０分の熱フィラメントによるプラズマクリーニングを行った。そして、この後、金属成分の蒸発源である各種金属製ターゲットならびに反応ガスとしてＮ_２ガスをベースに、必要に応じＣＨ_４ガスを用い、母材温度５００℃、反応ガス圧力３．０Ｐａ、−５０ＶのＢｉａｓ電圧にて成膜を行った。

得られたテストピースについて、その被覆面の各層に関する層厚の測定ならびに硬さ試験、ロックウェル硬さ試験を応用した密着性評価試験、耐溶損性評価を実施した。各評価試験方法を以下に示す。

（１）層厚の測定
被覆層の断面が出る様、厚み方向にテストピースを切断後、樹脂に埋め込み組織観察用に研磨を実施し、光学顕微鏡（倍率１０００倍）にて各層の層厚を測定した。

（２）硬さ試験
層厚を測定したテストピースと同じものを使用し、マイクロビッカース試験機（ミツトヨ製ＨＭ−１１５）にて各層断面の硬さを測定した。

（３）密着性評価試験
ロックウェル硬さ試験機（ミツトヨ製ＡＲ−１０）にて被覆面（３０ｍｍ×３０ｍｍ）にＣスケールで圧痕をつけ、その部分を光学顕微鏡にて観察し、図１に示す基準で圧痕の周囲に発生する剥離を評価した。

（４）耐溶融金属溶損試験
アルミニウム合金ＡＣ４Ｃの７５０℃の溶湯中に試験片を、毎分９０回のサイクルで、振幅３０ｍｍの上下運動にて３時間の試験を実施し、試験片の試験前後の質量比でその耐溶損性を比較した。

表１に本発明例および比較例に関する被覆層の詳細（金属（半金属）組成部に付されている下付き係数は原子比）と、各種評価の結果を示す。なお、従来例においては、本発明の被覆層の構成を満たさないことから、その成膜された最表層、母材直上層、中間層の定義がし難いため表２に示す。

表１に示す通り、本発明例は被覆層の構成が本発明の規定範囲を満足しているため、層厚が厚いにも係わらず、いずれも密着性が著しく優れていることがわかる。図２，３はそれぞれ、本発明例Ｎｏ．３およびＮｏ．４の密着性評価試験結果（ロックウェル圧痕周辺の状態）を示した顕微鏡写真である。他の本発明例に比べて、その有する被覆層が厚い本発明例Ｎｏ．４であっても、十分に優れた密着性を達成している。また、密着性が良好であるため、耐溶損性についても、いずれも優れていることがわかる。

一方、比較例ならびに従来例の評価結果については、比較例Ｎｏ．１１は、各層の硬さに関しては本発明を満足するが、ｂ層ならびにｃ層が厚すぎるため、密着性、耐溶損性が著しく劣る。比較例Ｎｏ．１２、１５については、各層の硬さの関係が本発明を満足しておらず、母材直上および最表層に比較的硬質な層を被覆したことで、硬さのバランスが崩れてしまい密着性、耐溶損性に劣る結果となった。比較例Ｎｏ．１３、１４は、他の比較例に比べると密着性は良好であるが、ｃ層の層厚がｂ層よりも薄いため、密着性は本発明例より劣る結果となった。図４に、比較例Ｎｏ．１３の密着性評価試験結果（ロックウェル圧痕周辺の状態）の顕微鏡写真を示しておく。

また、基本的な被覆構造からして異なる従来例Ｎｏ．２１、２３は、本発明のような層厚が比較的厚い領域では密着性が著しく劣る。図５は、従来例Ｎｏ．２３の密着性評価試験結果（ロックウェル圧痕周辺の状態）を示した顕微鏡写真である。比較的軟質なＣｒＮを被覆した従来例Ｎｏ．２２は層厚が厚くとも密着性に優れるが、硬さが著しく低いため、金型へ適用した場合は、早期の摩耗が予想される。

（実施例２）
次に、表１中の本発明例Ｎｏ．４、Ｎｏ．５、表２中の従来例Ｎｏ．２２と同等の表面被覆層構成であるダイカスト鋳抜きピンを作製して、実金型における寿命で評価を行った。

まず、表３に示す化学組成の高速度鋼ベースの靭性改良材を、焼鈍状態にて鋳抜きピン近似形状に粗加工し、１０８０℃の油焼入れを行い、６００℃の焼戻しにより５５ＨＲＣに調質した。その後、仕上げ加工を行い、それぞれ（実施例１）と同様の条件で被覆処理を行なった。なお、被覆処理の前には、表面硬化処理を行なわなかった、これらの鋳抜きピンは、その母材最表面から２５μｍの深さおよび５００μｍの深さにおける硬さは、被覆処理の前後に亘り、共に上記の調質硬さ５５ＨＲＣ（＝５９５ＨＶ０．２）を維持していた。

上記にて作製された鋳抜きピンは、図６に示す形状である。そして、３００ｔのダイカストマシンにて、溶湯温度７００℃のアルミニウム合金ＡＣ４Ｃを用い鋳造を行った。表４に各鋳抜きピンの寿命を示す。

本発明を適用した鋳抜きピンは、従来例適用のピンに比べ、金型寿命は２倍以上に向上した。最終的に本発明適用のピンは、焼付きが発生し寿命となったが、従来例適用のピンは、先端部で摩耗が発生した後、最終的には折損によって寿命となった。以上のように、本発明をダイカスト用鋳抜きピンに適用することで、ピンの寿命は飛躍的に向上することが確認された。

本発明は、ダイカストおよび鋳造に使用される金型もしくは鋳抜きピンや、ダイカストの射出機に使用されるピストンリング等の、溶融金属に接して使用される鋳造用部材について述べたものであるが、その溶融金属（鋳造材料）は、アルミニウムならびにアルミニウム合金に限らず、マグネシウム合金の鋳造にも適用が可能である。また、本発明の鋳造用部材は、冷間ならびに温熱間における鍛造およびプレス加工といった金属の塑性加工に使用され、耐摩耗性が必要とされる硬質材料被覆塑性加工用金型としても、転用が可能である。

実施例で用いた、ロックウェル硬さ試験機を応用した密着性評価試験の、剥離発生状況の評価基準を示す図である。本発明例Ｎｏ．３の密着性評価試験結果（ロックウェル圧痕周辺の状態）を示した顕微鏡写真である。本発明例Ｎｏ．４の密着性評価試験結果（ロックウェル圧痕周辺の状態）を示した顕微鏡写真である。比較例Ｎｏ．１３の密着性評価試験結果（ロックウェル圧痕周辺の状態）を示した顕微鏡写真である。従来例Ｎｏ．２３の密着性評価試験結果（ロックウェル圧痕周辺の状態）を示した顕微鏡写真である。（実施例２）で使用した鋳抜きピンの形状を示す図である。

Claims

金属を母材とする鋳造用部材の、その少なくとも作業面に物理蒸着法による被覆層を有した鋳造用部材であって、該被覆層は、最表層にａ層、母材直上にｃ層、ａ層とｃ層の間にｂ層の少なくとも３層が被覆されており、ａ層、ｂ層、ｃ層は同金属系化合物であり、硬さ記号ＨＶ０．０２５による各層の硬さが、
２５００＞（ａ層の硬さ）＞１０００、
３５００＞（ｂ層の硬さ）＞２３００、
２５００＞（ｃ層の硬さ）＞１０００かつ、
（５００＋ａ層の硬さ）＜（ｂ層の硬さ）、
（５００＋ｃ層の硬さ）＜（ｂ層の硬さ）であり、
層厚にてｂ層＜ｃ層であり、被覆層の層厚の合計が５〜１５μｍであることを特徴とする鋳造用部材。
該ａ層ならびに該ｃ層は、金属元素部分がＴｉもしくはＣｒを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかとし、該ｂ層は、金属元素部分がＴｉ、Ｃｒから選んだ１種もしくは２種を主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかであることを特徴とする請求項１に記載の鋳造用部材。
該ａ層ならびに該ｃ層は、金属元素部分がＣｒを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかとし、該ｂ層は、金属元素部分がＣｒおよびＡｌを主体とする窒化物、炭化物、炭窒化物のいずれかであることを特徴とする請求項１に記載の鋳造用部材。
該ａ層の層厚が１〜５μｍ、該ｂ層の層厚が１〜５μｍ、該ｃ層の層厚が２〜７μｍであることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の鋳造用部材。
被覆層が形成された母材は、その最表面から２５μｍの深さにおける硬さが、該最表面から５００μｍの深さにおける硬さに比べ、硬さ記号ＨＶ０．２にて１００以上高いことを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の鋳造用部材。