(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ又はＡｌ合金溶湯と接触する部分に使用される鋳造用部材であって、前記鋳造用部材が母材とこの母材表面にカソード放電型ＡＩＰ法（アークイオンプレーティング法）により成膜されたＣｒ−Ｎ皮膜からなり、このＣｒ−Ｎ皮膜の密度が６．４０〜６．８０ｇ／ｃｍ3 であり、このＣｒ−Ｎ皮膜中のＮ量が３０〜５５原子％であることを特徴とする耐溶損性に優れるＡｌ又はＡｌ合金溶湯用の鋳造用部材。
【請求項２】
前記母材がＴｉ又はＴｉ合金製である請求項１記載の耐溶損性に優れるＡｌ又はＡｌ合金溶湯用の鋳造用部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、金属溶湯と接触する部分に使用される鋳造用部材（例えば、鋳型、プランジャースリーブ、プランジャーチップ、中子ピン、湯口等）に関するもので、特に、ＡｌおよびＡｌ合金溶湯に用いる耐溶損性に優れる鋳造用部材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ダイカスト法や重力鋳造法等において、金属溶湯（例えば、ＡｌおよびＡｌ合金溶湯）と接触して使用される鋳造用部材には熱間工具鋼（ＪＩＳ  ＳＫＤ６１等）が主に使用されている。このような、金属溶湯と接触する部分に用いられる鋳造用部材には、（イ）溶融金属との接触による溶損が発生しないこと、（ロ）高温摺動条件下で摩耗が発生しないこと、（ハ）加熱冷却の熱サイクルの条件下でヒートクラックが発生しないこと、等の特性が要求される。すなわち、鋳造用部材は、耐溶損性、高温摺動条件下での耐摩耗性および耐熱サイクル性に優れていることが必要である。特に、鋳造用部材の寿命に影響を与える耐溶損性に優れていることが要求される。
【０００３】
この耐溶損性を改善するために、浸炭処理や窒化処理等の表面処理が行われており、最近ではコーティング法による表面処理が施されることが多くなってきた。コーティング法では、耐溶損性に優れたセラミックス膜を鋳造用部材の表面に成膜することができ、鋳造用部材の耐摩耗性も改善できるからである。
【０００４】
浸炭処理や窒化処理において、さらに、耐溶損性を改善する目的で、クロム含有鋼に浸炭処理後、窒化処理を行うこと（特開平８−１４４０３９号公報参照）が提案されている。この方法により、クロム含有鋼の表層部に炭化物を緻密に析出させるとともに、窒化クロムを成膜させることにより、さらに耐溶損性を改善するというものである。
【０００５】
一方、コーティング法には、イオンプレーティング法、スパッタリング法等が用いられており、そのコーティング膜として、窒化チタン皮膜（特開昭６４−４４２５６号公報参照）、窒化チタンアルミ（ＴｉＡｌＮ）皮膜（特開平７−１１２２６６号公報参照）、Ｃｒ−Ｎ皮膜（特開平８−２２６５４１号公報、特開平８−２０９３３１号公報参照）等のセラミックス膜を用いることが提案されている。
これらセラミックス膜を鋳造用部材の表面に設ける場合、耐溶損性とともに、コーティング膜の耐剥離性が要求されることとなる。すなわち、コーティング膜が剥離すると母材と溶湯が接触することとなり、耐溶損性を著しく低下させることとなるからである。
【０００６】
Ｃｒ−Ｎ皮膜は耐剥離性、耐溶損性に優れていることが報告されている。
例えば、特開平８−２２６５４１号公報には、内燃機関用ピストンリングを対象にしているが、ＣｒＮ2 型窒化クロムとＣｒＮ型窒化クロムの混合物からなるコーティング膜に気孔（気孔率：０．５〜２０．０％）を設けたＣｒ−Ｎ皮膜は、高温での摺動時の耐剥離性に優れていることが記載されている。
鋳造用部材のコーティング膜についても、高温摺動下でのコーティング膜の剥離は、耐溶損性を悪化させることとなるので、コーティング膜にある程度の気孔をもつことが望ましいこととなる。
また、特開平８−２０９３３１号公報には、鋳造用部材の表面にＮ量を３０〜５５原子％となるＣｒ−Ｎ皮膜を成膜し、このＣｒ−Ｎ皮膜を有する鋳造用部材が、従来の窒化処理した鋳造用部材よりも優れた耐溶損性を有することが報告されている。
【０００７】
また、近年、前述のＳＫＤ６１に代表されるダイス鋼に代わって、金属溶湯の保温性を向上させるために、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ等のＴｉ合金も使用されるようになってきた。Ｔｉ合金はダイス鋼に比べて熱伝導率が小さいという特性を利用するもので、このＴｉ合金に前述のＣｒ−Ｎ皮膜を成膜した鋳造用部材も優れた耐溶損性を有することが報告されている（特開平８−２０９３３１号公報参照）。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
特開平８−２０９３３１号公報に記載されているように、ＳＫＤ６１やＴｉ合金（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ）の表面上にＣｒ−Ｎ皮膜を成膜した鋳造用部材は優れた耐溶損性を示している。そして、これら鋳造用部材に成膜されたＣｒ−Ｎ皮膜には、気孔が存在していていることが多く、前述の高温摺動下での耐剥離性の向上にも効果があるものと考えられる。
しかしながら、このような、鋳造用部材でも、溶湯と接触時間が長くなると、鋳造用部材に溶損を生じる場合がでてきた。さらに、鋳造温度の上昇、加圧鋳造時の加圧力の上昇、溶湯の組成によっては、これら鋳造用部材に溶損を生じる場合がある。このため、溶損が生じた鋳造用部材の交換を余儀なくされ、鋳造工程での生産性が低下する問題がある。
【０００９】
また、特開平８−１４４０３９号公報に記載のクロム含有鋼の表層部に炭化物とともに窒化クロムを成膜する方法では、含有クロム量に限界（２５％）があり、クロム含有鋼の表層部には、熱的安定性および耐溶損性に劣るＦｅ窒化物、炭化物も形成されることとなり、かならずしも、満足な耐溶損性を得られない場合がある。
さらに、この方法は、９００〜１０００℃で浸炭および窒化処理を行うので、熱歪みによる寸法精度の問題も生ずる。さらに、この処理温度では、保温性に優れたＴｉ又はＴｉ合金を母材に用いることができない問題がある。すなわち、Ｔｉ又はＴｉ合金のβ変態点が８００〜９５０℃程度の温度領域にあり、熱歪みの発生とともに母材の強度を著しく低下させることとなる。
【００１０】
そこで、本発明は、Ａｌ又はＡｌ合金溶湯と接触する部分に使用される鋳造用部材の耐溶損性をさらに改善するとともに、保温性にも優れた鋳造用部材を提供することを目的とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
前述した目的を達成するために、発明者らは、金属溶湯と接触する部分に用いられる鋳造部材の耐溶損性をさらに改善するために鋭意検討を行った。例として、Ａｌ溶湯とＣｒ−Ｎ皮膜との界面反応を詳細に調査した結果を説明する。Ｃｒ−Ｎ皮膜がＡｌ溶湯と接したとき、Ｃｒ−Ｎ皮膜中へＡｌが拡散し、それに伴い窒化クロムとＡｌが反応して、Ｃｒ−Ｎ皮膜が消費されて溶損が生じることが判明した。このとき、Ｃｒ−Ｎ皮膜の溶損速度（反応速度）はＣｒ−Ｎ皮膜中へのＡｌの拡散速度の増加とともに速くなる。
【００１２】
このＣｒ−Ｎ皮膜中のＡｌの拡散速度は、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度が低いほど、速くなることが判明した。この現象は、Ａｌ溶湯がＣｒ−Ｎ皮膜中に存在する気孔等の空隙が、Ａｌ元素の侵入経路となり、Ｃｒ−Ｎ皮膜中へのＡｌの拡散速度が速くなるものと考えられる。さらには、この気孔にＡｌ溶湯が侵入して、Ａｌ溶湯とＣｒ−Ｎ皮膜との接触面積が増加してＣｒ−Ｎ皮膜中へのＡｌの拡散速度が速くなるものと考えられる。
これに加えて、前記気孔に侵入したＡｌ溶湯がＣｒ−Ｎ皮膜直下の母材を溶損するメカニズムも考えられる。
従来、Ｃｒ−Ｎ皮膜中に気孔が存在していていることが多く、前述したように高温摺動下での耐剥離性の向上には気孔が効果あるものと考えられており、Ｃｒ−Ｎ皮膜中に気孔が存在することは容認されていた。特開平８−２０９３３１号公報に記載のＣｒ−Ｎ皮膜についても、同様に、気孔が存在する可能性が高く、密度の低いＣｒ−Ｎ皮膜が用いられていた。
そして、この特開平８−２０９３３１号公報は、Ｃｒ−Ｎ皮膜のＮ量を限定することにより耐溶損性を改善するもので、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度を高めることにより、耐溶損性を改善するという認識をもっていなかった。
【００１３】
発明者らは、逆に、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度を高めること、すなわち、Ｃｒ−Ｎ皮膜を緻密化して、Ｃｒ−Ｎ皮膜中の気孔等の空隙を減少させることにより、このＣｒ−Ｎ皮膜を有する鋳造用部材の耐溶損性をさらに改善できるという知見を得て、本発明を完成した。
本発明は、金属溶湯と接触する部分に使用される鋳造用部材の母材表面上に成膜するＣｒ−Ｎ皮膜の密度を高めることにより、このＣｒ−Ｎ皮膜の金属溶湯に対する保護膜の効果をさらに改善して、Ａｌをはじめとし、Ｚｎ、Ｃｕ又はこれらの合金等の金属溶湯から溶損をさらに抑制できるものである。
このＣｒ−Ｎ皮膜の密度を高めるために、ＡＩＰ法を用い、成膜時の印加電圧（バイアス電圧）を負電圧側に高めることにより可能であるという知見も得た。
【００１４】
本発明のうちで請求項１記載の発明は、Ａｌ又はＡｌ合金溶湯と接触する部分に使用される鋳造用部材であって、前記鋳造用部材が母材とこの母材表面にカソード放電型ＡＩＰ法（アークイオンプレーティング法）により成膜されたＣｒ−Ｎ皮膜からなり、このＣｒ−Ｎ皮膜の密度が６．４０〜６．８０ｇ／ｃｍ3 であり、このＣｒ−Ｎ皮膜中のＮ量が３０〜５５原子％であることを特徴とする耐溶損性に優れるＡｌ又はＡｌ合金溶湯用の鋳造用部材である。
Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度を６．４０〜６．８０ｇ／ｃｍ3にすることにより、金属溶湯を構成する元素（Ａｌ、Ｚｎ、Ｃｕ等）のＣｒ−Ｎ皮膜中への拡散を抑制でき、このＣｒ−Ｎ皮膜を有する鋳造用部材の耐溶損性をさらに改善できる。
Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度の上限を６．８０ｇ／ｃｍ3としたのは、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度は高いほど、耐溶損性に優れるが、６．８０ｇ／ｃｍ3 を越える密度のＣｒ−Ｎ皮膜を成膜することは、成膜コストが高くなるととともに、技術的にも困難であるからである。
また、前記Ｃｒ−Ｎ皮膜中のＮ量を３０〜５５原子％にすることによって、化学的安定性を有する岩塩構造の結晶であるＣｒＮ単相のＣｒ−Ｎ皮膜にすることができ、耐溶損性を改善することができる。さらに、Ｃｒ−Ｎ皮膜中のＮ量を４０原子％以上にすることにより、Ａｌ溶湯に対する耐溶損性をさらに改善し、Ｃｒ−Ｎ皮膜の硬度を高め耐摩耗性を向上させるので好ましい。
また、Ｃｒ−Ｎ皮膜をカソード放電型ＡＩＰ法で成膜することにより、以下の作用効果が奏される。すなわち、カソード放電型ＡＩＰ法は、ターゲットと対極の間に電場を印加することによってアークを発生してターゲット（蒸発源）から蒸発を行うと共に、雰囲気を形成する反応ガス（Ｎ2 ガス）によって、基板に蒸着させるものである。大電流のアークによりターゲットを蒸発、イオン化させるのでイオン化効率が高く、緻密で、密着性（耐剥離性）に優れたＣｒ−Ｎ皮膜を得ることができる。さらに、反応ガスの圧力調整によって皮膜中のＮの調整が容易に達成できる。これに加えて、成膜温度が３００〜５００℃程度であるので、ＴｉまたはＴｉ合金のβ変態点（８００〜９５０℃程度）より低いので、ＴｉまたはＴｉ合金を母材に用いても熱歪みの発生がなく、母材の強度が低下することもない。また、固体蒸発源を使用することから、ターゲットの配置が自由であり、３次元形状の部品への成膜が容易となる。
そして、Ａｌ又はＡｌ合金溶湯用の鋳造用部材として用いることにより、耐溶損性の改善がより発揮できる。Ａｌ又はＡｌ合金溶湯に対しては、Ａｌ又はＡｌ合金溶湯とＣｒ−Ｎ皮膜との界面にＡｌＮ層が形成され、これが保護膜となって、さらに、鋳造用部材の耐溶損性を向上することができる。
【００１５】
Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度測定は、Ｃｒ−Ｎ皮膜の成膜前後における母材の重量増加と成膜した皮膜の膜厚より算出する。すなわち、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度は、
Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度（ｇ／ｃｍ3 ）＝重量増加分（ｇ）／膜厚（ｃｍ）／コーティング面積（ｃｍ2 ）...(1)
で求める。
なお、本願発明のＣｒ−Ｎ皮膜の密度（６．４０〜６．８０ｇ／ｃｍ3 ）は、ＣｒＮの理論密度（６．２ｇ／ｃｍ3 ）よりも大きくなっている。
この理由として、ＡＩＰ法の場合に、ターゲットを電流密度の非常に高いアークにより蒸発させるため、ターゲット表面にクロムイオンと共に中性のドロップレットと呼ばれる溶融したクロムの液滴が形成される。このドロップレットが窒素と反応することなく、ほぼ金属状態のままでＣｒ−Ｎ皮膜中に取り込まれることが考えられる。金属クロムの密度は７．２ｇ／ｃｍ3 でＣｒＮの理論密度（６．２ｇ／ｃｍ3 ）よりも大きいために、Ｃｒ−Ｎ皮膜全体の密度を測定した場合、ＣｒＮの理論密度より大きくなったと考えられる。
このＣｒ−Ｎ皮膜中に取り込まれたドロップレットの正確な量の定量は困難であり、少なくともＡＩＰ法で膜を成膜する限り、窒化クロムと金属粒子を分離して密度を測定することはほとんど不可能であるので、本発明では、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度は(1) 式により求めている。
このときのＣｒドロプレットのＣｒ−Ｎ皮膜中の存在形態は、ＳＥＭ，ＥＰＭＡ等の観察から皮膜中に埋没した形態であった。
【００１７】
また請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明の構成に、前記母材をＴｉまたはＴｉ合金製にするものである。母材をＴｉまたはＴｉ合金製にすることによって、鋳造部材の保温性及び耐熱サイクル性を改善できる。
【００１８】
コーティング膜が成膜される母材の種類については、特に限定されるものではないが、母材を従来、用いられているダイス鋼からＴｉまたはＴｉ合金にすることにより、鋳造部材の保温性および耐熱サイクル性をさらに向上させることができる。
【００１９】
すなわち、ＳＫＤ６１の熱伝導率は２８．９Ｗ／ｍ・Ｋであるのに対し、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの熱伝導率は７．１Ｗ／ｍ・ＫとＳＫＤ６１の１／４以下であり、母材にＴｉ合金を適用することによって、従来のダイス鋼を用いた場合に比べて保温性が良好になるのである。
【００２０】
また、Ｔｉ合金は熱膨張率がＳＫＤ６１等のＦｅ基合金と比べて、ＣｒＮの熱膨張率に近く、例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、ＳＫＤ６１およびＣｒＮの各々の熱膨張率は、各々８．８×１０-6／Ｋ、１１．３×１０-6／Ｋおよび２．３９×１０-6／Ｋである。したがって、母材にＴｉ合金を適用することによって、熱サイクル下で使用しても、コーティング膜と母材の熱膨張率の差に起因する熱応力はＳＫＤ等を用いた場合に比べて小さくなり、コーティング膜に亀裂が発生しにくくなるのである。
【００２３】
【発明の実施の形態】
（第１実施例）
本発明の第１実施例を表１により説明する。表１は本発明の鋳造用部材の製造方法と、鋳造用部材の試験結果を示すものである。
ＪＩＳ  ＳＫＤ６１（調質後ＨＲＣ４６）を母材として用い、この母材の表面上にＡＩＰ法およびスパッタリング法によりＣｒ−Ｎ皮膜を成膜して供試材とした。さらに、ＡＩＰ法によりＴｉＮ皮膜と、プラズマ浸炭＋イオン窒化処理による皮膜を前記母材の表面上に形成した。
表１の備考に示すように、ＡＩＰ法によりＣｒ−Ｎ皮膜を成膜して供試材
（Ｎｏ．４〜７）が本発明例であり、他は比較例である。
このときの母材の形状は、密度測定用は５０×５０×１ｍｍ、耐溶損性評価は７６５℃の純アルミニューム溶湯中において調査した。耐溶損性調査用供試材は６０×１５×５ｍｍである。
【００２４】
本発明例のＡＩＰ法によるＣｒ−Ｎ皮膜の成膜は、Ｃｒをターゲットにして、基板（ＳＫＤ６１）温度：４００℃、窒素ガス圧：２０ｍｔｏｒｒ、成膜厚さ：約１０μｍ、基板へのバイアス電圧（印加電圧）：０〜−１００Ｖの成膜条件で行った。
次に、比較例の皮膜の成膜方法を説明する。
スパッタリング法によるＣｒ−Ｎ皮膜の成膜は、ＡＩＰ法と同じ基板温度、基板へのバイアス電圧である。Ａｒ−Ｎ2 混合ガス（Ａｒ：Ｎ2 比が５：１で、混合ガスが圧力３ｍｔｏｒｒ）中で、Ｃｒターゲットをスパッタリングして、母材の表面上にＣｒ−Ｎ皮膜を約１０μｍ成膜した。
そして、ＡＩＰ法によるＴｉＮ皮膜の成膜は、Ｔｉのターゲットを用いて、バイアス電圧：−５０Ｖとしたことである。
プラズマ浸炭＋イオン窒化処理による皮膜の形成は、ＳＫＤ６１をプラズマ浸炭（９５０℃−２時間）を行った後、イオン窒化（５２０℃−１５時間）により行った。
【００２５】
次に、上述した成膜条件により製造した供試材の皮膜の密度測定と耐溶損性評価結果を表１に示す。
皮膜の密度測定は成膜前後における母材の重量増加と成膜した皮膜の膜厚より、前述の(1) 式により算出した。
本実施例では、成膜前の母材を予め０．１ｍｇの単位まで重量測定した。その後、母材の片面のみのコーティングを実施した。このとき、母材の他の片面は蒸着粒子を遮断する処置を行った。
次に、コーティング後の重量を測定し、このときの重量増加を計算した。今回、母材の側面へのコーティング量は全体重量の１／１００以下程度となるので無視した。
重量測定後、成膜した皮膜の膜厚を測定した。この皮膜の膜厚の測定は母材を切断して、断面から顕微鏡観察により皮膜の膜厚を測定した。そして、(1) 式により皮膜の密度を算出した。
【００２６】
【表１】
0004154024.tif 000002
【００２７】
表１に示すように、ＡＩＰ法で成膜したＣｒ−Ｎ皮膜（供試材：Ｎｏ．１〜７）の密度は、スパッタリング法のＣｒ−Ｎ皮膜（供試材：Ｎｏ．８〜１４）比べて高くなるこが判明した。ＡＩＰ法では、バイアス電圧を−３０Ｖ以下にすることにより、皮膜の密度を６．４０ｇ／ｃｍ3 以上にすることができることが明らかとなった。
Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度が６．４０ｇ／ｃｍ3 以上となる供試材（Ｎｏ．４〜８）は、この皮膜と母材との密着性が十分にあることを確認した。
一方、スパッタリング法ではＣｒ−Ｎ皮膜の密度は、ＡＩＰ法のように高くすることができず、６．２ｇ／ｃｍ3 以下である。
スパッタリング法ではＣｒ−Ｎ皮膜の密度が低いのは、ＡＩＰ法に比較して、イオン化効率が低いため、基板へのバイアス電圧が有効に作用せず、バイアス電圧をＡＩＰ法と同程度あげても、緻密な皮膜が成膜されなかったためと考えられる。
【００２８】
次に、耐溶損性評価結果を説明する。耐溶損性評価は７６５℃の純アルミニューム溶湯中に２時間浸漬して、浸漬試験後の皮膜の消失面積より各皮膜の耐溶損性を評価した。
ＡＩＰ法で成膜したＣｒ−Ｎ皮膜の場合、皮膜密度が６．４０ｇ／ｃｍ3 以上（Ｎｏ．４〜８）で耐溶損性に優れた結果を示した。この優れた耐溶損性の表面にはＣｒ−Ｎ皮膜の剥離も観察されなかった。
一方、スパッタリング法で成膜したＣｒ−Ｎ皮膜は、本耐溶損性評価の条件では、Ｃｒ−Ｎ皮膜が全部消失し、耐溶損性が劣ることは明らかとなった。
さらに、ＡＩＰ法で成膜したＴｉＮ皮膜や、プラズマ浸炭＋イオン窒化を行った皮膜も、全部消失し、耐溶損性が劣ることが判明した。
【００２９】
（第２実施例）
次に、耐溶損性に及ぼすＣｒ−Ｎ皮膜中のＮ量の影響を調査した。この結果を表２に示す。
Ｃｒ−Ｎ皮膜中のＮ量を変化させるために、第２実施例では、バイアス電圧を−５、−５０Ｖ、窒素ガス圧力を１、５と２０ｍｔｏｒｒにして（他の条件は第１実施例と同じ）、ＡＩＰ法によりＳＫＤ６１表面上にＣｒ−Ｎ皮膜を成膜した。製造した供試材のＮ量、密度測定および耐溶損性評価結果を表２に示す。密度測定および耐溶損性評価の方法は第１実施例と同じ条件である。
【００３０】
【表２】
0004154024.tif 000003
【００３１】
ＡＩＰ法により、Ｃｒ−Ｎ皮膜中のＮ量を２６〜５４原子％に容易に調整することができた。
本実施例より、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度が６．４０ｇ／ｃｍ3 以上で、Ｃｒ−Ｎ皮膜中の窒素量が３０〜５５原子％の範囲となる供試材（Ｎｏ．２１〜２４）が、耐溶損性に優れていることを確認した。
【００３２】
（第３実施例）
さらに、Ｃｒ−Ｎ皮膜を成膜した鋳造用部材熱サイクル性評価を行ったので、この結果を表３に示す。
【００３３】
【表３】
0004154024.tif 000004
【００３４】
第３実施例は、母材をＳＫＤ６１およびＴｉ合金（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ）の表面上にＡＩＰ法によりＣｒ−Ｎ皮膜を成膜したものである。成膜条件は、バイアス電圧：−５０Ｖ、窒素ガス圧力：１、２０ｍｔｏｒｒで、他の成膜条件は第１実施例と同じ条件である。
耐熱サイクル性評価は、供試材（寸法：６０×１５×５ｍｍ）を大気中で６５０℃まで加熱後、水冷し、これを１サイクルとし、１０００回まで熱サイクルを繰り返した。その後、Ｃｒ−Ｎ皮膜に発生したクラック数を、単位長さ当たりのクラック数として評価した。
【００３５】
Ｔｉ合金の表面上に，密度が６．７２ｇ／ｃｍ3 、Ｎ量が０．５４原子％のＣｒ−Ｎ皮膜を成膜した供試材（Ｎｏ．２８）は、密度、Ｎ量がほぼ同じＣｒ−Ｎ皮膜をＳＫＤ６１の表面上に成膜した供試材（Ｎｏ．２６：本発明の範囲）に比べて、Ｃｒ−Ｎ皮膜に発生するクラックの数が半減しており、優れた耐熱サイクル性を示すことが判明した。
すなわち、Ｔｉ合金の表面上に成膜するＣｒ−Ｎ皮膜の密度を６．４０ｇ／ｃｍ3 以上にし、Ｃｒ−Ｎ皮膜中のＮ量を３０〜５５原子％の範囲にすることにより、優れた耐熱サイクル性を得えることができる。
【００３６】
本発明の耐溶損性に優れる鋳造用部材に適用されるＣｒ−Ｎ皮膜はＡＩＰ法により成膜されるので、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度を６．４０ｇ／ｃｍ3 以上で、かつ、Ｃｒ−Ｎ皮膜中のＮ量を３０〜５５原子％の範囲に容易に調整することができ、このＣｒ−Ｎ皮膜と母材との密着性も良好である。
この鋳造用部材を金属溶湯と接触する部分に使用することにより、前述の鋳造用部材に要求される特性、（イ）の耐溶損性だけでなく、（ロ）の高温摺動条件下での耐摩耗性、（ハ）の耐熱サイクル性をも満足できるものである。
このとき、耐溶損性評価試験後に表面に付着したＡｌを機械的に除去したが、皮膜の剥離が認められず、十分な密着性を有していることを確認した。
【００３７】
なお、本発明の耐溶損性に優れる鋳造用部材は本実施例に限定されるものではない。すなわち、鋳造用部材の母材は、ＪＩＳ  ＳＫＤ６１、Ｔｉ合金に限定されず、他の金属材料、例えば、Ｃｕ基合金、Ｎｉ基合金等を用いることができる。
さらに、本発明の鋳造用部材は、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度を高めることにより、Ｃｒ−Ｎ皮膜が金属溶湯からの溶損に対しての保護皮膜の働きが強化されるものであり、Ａｌ溶湯だけでなく、他の金属溶湯、例えば、Ｃｕ、Ｚｎ溶湯等に対しても優れた耐溶損性を有する。
すなわち、他の金属溶湯においても、Ｃｒ−Ｎ皮膜の気孔部より溶湯が侵入して母材を溶損するメカニズムはＡｌ溶湯と同様であり、皮膜の密度を高めることで、他の金属溶湯に対しても耐溶損性に優れた皮膜となる。
【００３８】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明の鋳造用部材は、Ｃｒ−Ｎ皮膜の密度とＣｒ−Ｎ皮膜の窒素量を限定することにより、耐溶損性に優れるＡｌ又はＡｌ合金溶湯用の鋳造用部材を得ることを可能とするものである。
また、ＡＩＰ法によりＣｒ−Ｎ皮膜を成膜することにより、皮膜中のＮ量の調整が容易に達成でき、緻密で、密着性に優れたＣｒ−Ｎ皮膜を得ることを可能とするものである。
さらに、鋳造用部材の母材にＴｉ合金を用いることにより、金属溶湯の保温性を高めるとともに、耐熱サイクル性に優れた鋳造用部材を得ることを可能とするものである。