JP2006051510A - 鋳造用部材 - Google Patents

Abstract

【課題】 優れた耐焼付き性、耐亀裂性、耐溶損性を有した、高寿命の鋳造用部材を提供する。
【解決手段】 熱間ダイス鋼もしくは高速度鋼を母材とする、少なくとも作業面に被覆層を有した鋳造用部材であって、該被覆層の最表層は、Ｖが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなり、さらにＣｒが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる被覆層が、母材直上層として形成されている鋳造用部材である。必要に応じて最表層と母材直上層の界面には、ＶおよびＣｒを主体とした窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる中間層が被覆できる。最表層の層厚は０．５〜５．０μｍ、母材直上層の層厚は０．５〜３．０μｍ、また中間層の層厚は１．００μｍ以下が好ましい。
【選択図】図２

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、ニアネットシェイプによる金型の薄肉化により、鋳造用金型といった接溶湯部材の使用環境は非常に苛酷になっている。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、使用中に微細なクラックが発生し、このクラック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、処理層の剥離が生じてしまい、溶損が急速に進む現象が認められた。

また、上記提案の被覆層は、近年の使用環境の過酷化に対し十分な耐焼付き性を有していない。よって、金型で説明すれば、その使用の初期において、鋳造品の離型時に金型の作業面と鋳造品で焼付き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、耐焼付き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。また、部材のたわみによる亀裂の発生を抑制する観点から、皮膜の耐亀裂性について詳細な検討を行った。

その結果、最表層には、Ｖが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上、さらに母材直上にはＣｒが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上の被覆層を形成することで、鋳造用部材として極めて良好な耐溶損性、耐焼付き性、耐亀裂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、鋳造初期の局部的な焼付き、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クラック発生が十分に抑制され、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、熱間ダイス鋼もしくは高速度鋼を母材とする、少なくとも作業面に被覆層を有した鋳造用部材であって、該被覆層の最表層は、Ｖが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなり、さらにＣｒが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる被覆層が、母材直上層として形成されていることを特徴とする鋳造用部材である。

なお、本発明の上記の最表層と母材直上層の界面には、ＶおよびＣｒを主体とした、窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる中間層の被覆が望ましい。

そして、上記最表層の層厚は、０．５〜５．０μｍであり、母材直上層の層厚は、０．５〜３．０μｍであることが望ましい。また、上記の中間層を形成した場合の、その層厚は、１．０μｍ以下であることが望ましい。

更に、上記それぞれの被覆層は物理蒸着法により被覆されたことが望ましく、あるいは更に、被覆母材は母材最表面から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、１００ＨＶ０．２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、金型の耐焼付き性、耐亀裂性、耐溶損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、耐焼付き性、耐亀裂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、Ｔｉ系ならびにＣｒ系窒化物、酸窒化物、炭窒化物と比較して、Ｖを主体とする窒化物、酸窒化物、炭窒化物は、耐溶損性はほぼ同等であるものの、アルミニウム合金等のダイカストにおける金型、その他部材の使用温度域３００〜６００℃においては、耐焼付き性に優れることが確認された。これはＶを主体とする窒化物、酸窒化物、炭窒化物は、上記温度域において適度に酸化するため、薄い酸化層により溶湯との親和性を低下させることによる。その結果、鋳造品との焼付きが抑制されることになる。言い換えれば、従来、提案されていたＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＮの被覆層は、いずれも耐酸化性に優れることから、比較的活性な表面が使用中も維持されることとなり、鋳造品との焼付きが発生しやすい。

また、Ｖを主体とする窒化物、酸窒化物、炭窒化物は、Ｔｉ系ならびにＣｒ系窒化物、酸窒化物、炭窒化物に比べ靭性が高く、使用中の部材のたわみにより発生する被覆層のクラックが、十分に抑制できる組成であることが確認できた。以上の理由より、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は、Ｖが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上とする。なお、その主体とすることについては、窒素・酸素・炭素を除いた、金属（半金属）組成部のみの割合で、Ｖが７０（原子％）以上、更には９０（原子％）とすることが良い（実質１００（原子％）を含む）。

次に、本発明の鋳造用部材において、その母材直上に被覆される層（母材直上層）は、Ｃｒを主体とする窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上とする。Ｃｒを主体とする窒化物、酸窒化物、炭窒化物は、残留圧縮応力が小さく、母材との密着性に優れ、かつ耐酸化性に優れる被覆層である。母材直上層の密着性が悪いと、被覆層がその機能を発揮する間もなく剥離してしまう。

また、複合被覆層でなる本発明の皮膜においては、その下地側を形成する母材直上層の耐酸化性が悪いと、最表層の特性によらず、皮膜剥離の要因となる。例えば、本発明の複合被覆層を、上記の最表層と、この母材直上層の実質２層で形成した場合、この母材直上層の耐酸化性が最表層より悪いと、使用中に最表層と母材直上層の界面で、酸化が進行してしまい、最表層の機能が発揮される前に剥離滅失してしまう。そのため、被覆層の密着性ならびに耐酸化性を考慮すると、母材直上層はＣｒを主体とする窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上とする。このとき、その主体とすることについては、上記に同様の金属や半金属組成部のみの割合で、Ｃｒが５０（原子％）以上、更には９０（原子％）とすることが良い（実質１００（原子％）を含む）。

ここで、本発明の複合被覆層は、その最表層と母材直上層の中間層の存在について別段の条件は要しないが、これら最表層および母材直上層の、それぞれの優れた特性を生かすためにも、両層の特性差を緩和する中間層を設けることは好ましい。例えば、本発明の複合被覆層を、最表層と母材直上層の２層で形成した場合においては、その最表層と母材直上層の界面には、ＶおよびＣｒを主体とした窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる中間層の存在が望ましい。最表層と母材直上層では、それらの組成的な差が存在するため、著しい熱衝撃もしくは急冷がともなう使用環境においては、両被覆層の界面において熱膨張差による亀裂の発生が予測される。そのため、両被覆層の特性差の緩和を目的として、最表層と母材直上層の界面には、ＶおよびＣｒを主体とした窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる中間層の存在が望ましい。

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。本発明の最表層は、その層厚が０．５〜５．０μｍであることが望ましい。層厚が０．５μｍ未満であると、耐溶損性、耐焼付き性、耐亀裂性の効果が十分に得られず、特に溶損により早期に滅失してしまう。逆に５．０μｍを越えて成膜すると、使用条件によっては、早期に剥離してしまう場合があるためである。よって、本発明の作業面にある被覆層のうちの、最表層の層厚は、０．５〜５．０μｍであることが望ましい。

また本発明の母材直上層は、その層厚が０．５〜３．０μｍであることが望ましい。層厚が０．５μｍ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、３．０μｍを越えて成膜しても、その密着性を向上させる効果は変わらず、かえって部材のたわみ等によるクラックが、母材直上層より発生する恐れがあり、好ましくない。よって、本発明の母材直上層の層厚は、０．５〜３．０μｍであることが望ましい。

そして、上述の中間層を形成するとなれば、その中間層は、層厚が１．００μｍ以下であることが望ましい。これは１．００μｍを越えて成膜しても、その効果は顕著に得られないことによる。しかしながら、層厚が薄すぎると、最表層ならびに母材直上層の特性差を緩和できず、よって、本発明の中間層は、層厚が０．０５μｍ以上であることが、更に望ましい。更に望ましい層厚は、０．１０〜０．５０μｍである。

次に、本発明の被覆層を構成する、それぞれの層の具体的組成について述べる。本発明の最表層は、例えば窒化物においては、Ｖを主体としたＶＮ、ＶＴｉＮ、ＶＣｒＮ、ＶＢＮといった組成系が挙げられる。また、母材直上層は、同様に窒化物においては、Ｃｒを主体としたＣｒＮ、ＣｒＴｉＮ、ＣｒＡｌＮ、ＣｒＳｉＮ、ＣｒＢＮといった比較的耐酸化性、耐熱性に優れる組成系が挙げられる。金型などの、部材の作業面の形状が極めて複雑で、凸部において非常に応力が集中しやすい場合では、最表層としては、上記窒化物の中でも比較的残留応力が小さく、密着性に優れる、ＶＮ，ＶＴｉＮといった皮膜の適用が好ましく、鋳造温度が高く、皮膜に耐酸化性が求められる場合には、ＶＣｒＮといった皮膜が望ましい。

上記は窒化物を例として挙げたが、酸窒化物、炭窒化物についても同様の効果である。また、最表層および母材直上層のそれぞれは、ＶおよびＣｒを主体とするも、必要に応じてＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ属の金属元素ならびにＡｌ，Ｓｉ、Ｂ等を、最表層においては原子％で３０％以下、更には１０％以下、母材直上層おいても原子％で５０％以下、更には１０％以下微量添加してもよい。更に異なる組成の窒化物、酸窒化物、炭窒化物を２種以上選択し、多層膜として適用してもよい。

本発明の鋳造用部材の被覆層は、その被覆方法について特に限定されるものではないが、被覆母材の熱影響、工具の疲労強度、皮膜の密着性等を考慮すると、被覆母材である熱間ダイス鋼もしくは高速度鋼の焼戻し温度以下で成膜でき、皮膜に圧縮応力が残留する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。

更に本発明の被覆母材は、より耐摩耗性の向上を目的に、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、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、つまりその具体例として、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、耐亀裂性の評価用に厚み３ｍｍ、一辺が３０ｍｍの板状テストピースならびに、耐焼付き性評価用に直径２０ｍｍ、厚み５ｍｍの円盤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、被覆処理を行った。なお、被覆処理前に、表面硬化処理を適用したテストピースについては、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、その他のテストピースと併せて、下記の条件の被覆処理を行った。

被覆は、アークイオンプレーティング装置を用い、圧力０．５ＰａのＡｒ雰囲気中で、被覆母材に−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、Ｎ_２＋Ｏ_２混合ガスを用い、被覆母材温度５００℃、反応ガス圧力３．０Ｐａ、−５０ＶのＢｉａｓ電圧にて全層の総厚が約５μｍとなるよう成膜した。中間層は、母材直上層形成用のターゲットと、最表層形成用のターゲットを、同時に稼動させて形成した。

得られたテストピースについて、その被覆面の耐溶損性評価、耐亀裂性評価および耐焼付き性評価を実施した。各評価試験条件を以下に示す。

（１）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３時間浸漬し、試験片の試験前後の質量比でその耐溶損性を比較した。

（２）耐亀裂性評価試験
ロックウェル硬さ試験機（Ｃスケール）にて被覆面（３０ｍｍ×３０ｍｍ）に圧痕をつけ、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亀裂を評価した。本評価は、圧痕の周囲が盛り上がるため、被覆層の耐亀裂性が劣る場合、図１に示すように亀裂が発生することとなる。

（３）耐焼付き性評価試験
耐焼付き性評価については、ＣＳＭ社製ボールオンディスク摩擦摩耗試験機を使用した。相手材として純アルミニウムボールを用い、被覆面である直径２０ｍｍの円盤面に回転半径３ｍｍ、周速１５０ｍｍ／ｓ、荷重２Ｎ、摩擦距離１００ｍ、試験温度５００℃、無潤滑の条件で摩擦係数の測定を行った。評価には、試験中の摩擦係数を付属のパーソナルコンピュータにて採取し、演算した摩擦係数の平均値を比較した。

表１に各テストピースの被覆層の詳細と、各種評価の結果を示す。なお、本発明の被覆層の構成を満たさない比較例および従来例においては、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ものではあるが、本発明との比較を分かり易くするための便宜上、表１の通りに示すものである。被覆処理前の表面硬化処理により調整された、上記の母材硬さは、被覆処理の前後で変化はなかった。

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、耐溶損性、耐亀裂性、耐焼付き性ともに、いずれも著しく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、１２、１３、１４、１５、従来例Ｎｏ．２１、２２といったＣｒＮ系、ＴｉＮ系をベースとした被覆層を、最表層もしくは母材直上層に適用したサンプルについては、いずれも耐溶損性は本発明例と同等の結果となった。しかし、母材直上層にＴｉＡｌＮ系の被覆層を適用した比較例Ｎｏ．１６、従来例Ｎｏ．２３は、溶損率が増加し、耐溶損性が劣る結果となった。これは上記ＣｒＮ系ならびにＴｉＮ系をベースとした被覆層は、比較的に密着性が優れるため、試験片をアルミニウム合金の溶湯中に浸漬した際に、熱衝撃や母材との熱膨張差等により被覆層が剥離しなかったためと思われる。

また、最表層が本発明の規定を外れる比較例Ｎｏ．１１、１２、１３、１４、そして基本的な被覆構造からして異なる従来例Ｎｏ．２１、２２、２３は、アルミニウムとの摩擦係数が増大し、耐焼付き性が劣る結果となった。特に最表層にＣｒＮ系、ＴｉＡｌＮ系を被覆した比較例Ｎｏ．１３、１４、従来例Ｎｏ．２２、２３については、摩擦試験中に相手材であるアルミニウムが焼付いてしまい、試験を中止することとなった。

被覆層の耐亀裂性については、比較例Ｎｏ．１１、１２、１３は最表層が本発明の規定を満足していないことから、そして、比較例Ｎｏ．１５、１６は母材直上層が本発明の規定を満足していないことから、被覆層に亀裂の発生が認められ、耐亀裂性が本発明に比べ劣る結果となった。

なお、図２は本発明例Ｎｏ．５、図３は比較例Ｎｏ．１２、図４は従来例Ｎｏ．２３の耐亀裂性評価結果（ロックウェル硬さ試験の圧痕周辺の状態）を示す図である。図２に示す本発明例では亀裂の発生が認められないが（評価Ａ）、図３の比較例（評価Ｃ）、図４の従来例（評価Ｄ）では、圧痕の周囲に亀裂が発生している。

（実施例２）
次に、表１中の本発明例Ｎｏ．２、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、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２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５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３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３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、先端部で早期に焼付きが発生した後、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。また被覆層が非鉄金属との耐焼付き性に優れる点等を考慮すると、例えばアルミニウム、マグネシウム、ならびにそれらの合金の鍛造用金型・工具にも適用が可能である。

ロックウェル硬さ試験機を応用した耐亀裂性評価試験の、亀裂発生状況の評価基準を示す図である。 本発明例Ｎｏ．５の耐亀裂性評価試験結果（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．１２の耐亀裂性評価試験結果（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の耐亀裂性評価試験結果（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 (6)

1. 熱間ダイス鋼もしくは高速度鋼を母材とする、少なくとも作業面に被覆層を有した鋳造用部材であって、該被覆層の最表層は、Ｖが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなり、さらにＣｒが主体の窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる被覆層が、母材直上層として形成されていることを特徴とする鋳造用部材。
2. 該最表層の層厚が、０．５〜５．０μｍであり、該母材直上層の層厚が、０．５〜３．０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の鋳造用部材。
3. 該最表層と該母材直上層の界面には、ＶおよびＣｒを主体とした、窒化物、酸窒化物、炭窒化物の１種以上からなる中間層が存在することを特徴とする請求項１または２に記載の鋳造用部材。
4. 該中間層の層厚が、１．００μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載の鋳造用部材。
5. それぞれの被覆層は物理蒸着法により被覆した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。
6. 被覆母材最表面から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、１００ＨＶ０．２以上高いことを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の鋳造用部材。