JP5833982B2 - 鋳造用金型及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は鋳造用金型及びその製造方法に関する。

近年、軽量化の要請から自動車部品におけるアルミダイカスト製品の使用量が増加している。ここで、ダイカスト金型には、製品を取り出すために離型剤が塗布された後、溶融金属が高圧・高速で射出される。そして、このような冷却・加熱のサイクルが繰り返される。すなわち、ダイカスト金型には熱サイクルが負荷され、特に金型表面は過酷な環境にさらされる。そのため、各種表面処理によりダイカスト金型の長寿命化が図られてきた。ダイカスト金型の長寿化は、ダイカスト製品の生産効率向上、低コスト化等の観点から極めて重要である。

特許文献１には、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる基材の表面に窒素拡散層が形成され、さらに当該窒素拡散層上に酸化鉄のみからなる酸化物層が形成されたダイカスト金型が開示されている。

特開２００４−２３７３０１号公報

発明者は以下の課題を見出した。
特許文献１に開示されたダイカスト金型は、表面の酸化物層が酸化鉄のみからなるため、耐溶損特性に劣り、結果として耐久性に劣るという問題があった。

本発明は、上記を鑑みなされたものであって、耐久性に優れる鋳造用金型を提供することを目的とする。

本発明の一態様に係る鋳造用金型は、
クロムを含有する合金工具鋼からなる基材と、
前記基材上に形成された窒素拡散層と、
前記窒素拡散層上に形成された窒化物層と、
溶湯との接触面に酸化鉄及び酸化クロムを含有し、前記窒化物層上に形成された酸化物層と、を備え、
前記酸化物層の厚さは、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の４０％以上であるものである。
溶湯との接触面に酸化鉄及び酸化クロムを含有するため、耐溶損特性に優れている。そのため、耐久性に優れている。
さらに、前記酸化物層の厚さは、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の８０％以下であることが好ましい。

前記窒素拡散層の膜厚が、５０〜２５０μｍであることが好ましい。
基材と表面処理層との膨張率の差が緩和され、表面処理層の密着性が向上する。

また、前記窒化物層の膜厚と前記酸化物層の膜厚との合計が、１〜４０μｍであることが好ましい。高温環境下において、窒素拡散層内における窒素がより内部側に拡散することを抑制することができ、金型の強度低下を抑制することができる。

また、前記溶湯の主成分がアルミニウムであることが好適である。
また、当該鋳造用金型はダイカスト金型として特に好適である。

本発明の一態様に係る鋳造用金型の製造方法は、
４５０〜６００℃の温度範囲で６０〜４００分間、クロムを含有する合金工具鋼からなる基材を窒化処理することにより、窒素拡散層及び窒化物層を前記基材上に形成するステップと、
前記窒化物層が形成された前記基材の表面を研磨するステップと、
４５０〜６００℃の温度範囲で６０〜４００分間、前記基材を酸化処理することにより、溶湯との接触面に酸化鉄及び酸化クロムを含有する酸化物層を前記窒化物層上に形成するステップと、を備えたものである。
溶湯との接触面に酸化鉄及び酸化クロムを含有するため、耐溶損特性に優れている。そのため、耐久性に優れている。

前記窒素拡散層の膜厚を５０〜２５０μｍとすることが好ましい。
基材と表面処理層との膨張率の差が緩和され、表面処理層の密着性が向上する。

また、前記窒化物層の膜厚と前記酸化物層の膜厚との合計を、１〜４０μｍとすることが好ましい。高温環境下において、窒素拡散層内における窒素がより内部側に拡散することを抑制することができ、金型の強度低下を抑制することができる。
また、前記酸化物層の厚さを、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の４０％以上とすることが好ましい。さらに、前記酸化物層の厚さを、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の８０％以下とすることが好ましい。

また、前記溶湯の主成分がアルミニウムであることが好適である。
前記窒化処理が、アンモニアガスを用いたガス窒化処理であることが好適である。
前記酸化処理が、水蒸気を用いた酸化処理であることが好適である。
また、当該鋳造用金型はダイカスト金型として特に好適である。

本発明により、耐久性に優れる鋳造用金型を提供することができる。

実施の形態１に係る鋳造用金型の表層部の断面図（ａ）及び表層部におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）の深さ依存性を定性的に示すグラフ（ｂ）である。 窒化物層１０３及び酸化物層１０４の厚さの合計に対する酸化物層１０４の厚さの割合（％）（横軸）と２００００ショット後の硬さ低下率（％）（縦軸）との関係を示すグラフである。 窒化処理後の研磨の有無による引抜抵抗の違いを示すグラフである。 比較例に係る鋳造用金型の表層部の断面図（ａ）及び表層部におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）の深さ依存性を定性的に示すグラフ（ｂ）である。 実施例１に係る鋳造用金型における基材及び表面処理層の膨張率（％）の温度依存性を示すグラフである。 比較例１に係る鋳造用金型における基材及び表面処理層の膨張率（％）の温度依存性を示すグラフである。 実施例１及び比較例１に係る鋳造用金型おける表面硬さのショット数（鋳造回数）依存性を示すグラフである。 実施例１及び比較例１に係る鋳造用金型おいて損傷が発生するまでのショット数を示すグラフである。 実施例１及び比較例２〜４に係る鋳造用金型における溶損質量の浸漬時間依存性を示すグラフである。

以下、本発明を適用した具体的な実施の形態について、図面を参照しながら詳細に説明する。ただし、本発明が以下の実施の形態に限定される訳ではない。また、説明を明確にするため、以下の記載及び図面は、適宜、簡略化されている。

（実施の形態１）
まず、図１を参照して、実施の形態１に係る鋳造用金型について説明する。図１（ａ）は、実施の形態１に係る鋳造用金型の表層部の断面図である。図１（ａ）において、図面左側が金型表面（金型上側ともいう）、右側が金型内部（金型下側ともいう）である。図１（ｂ）は、図１（ａ）の鋳造用金型の表層部におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）の深さ依存性を定性的に示すグラフである。

図１（ａ）に示すように、本実施の形態に係る鋳造用金型は、基材１０１、窒素拡散層１０２、窒化物層１０３、酸化物層１０４を備えている。より詳細には、基材１０１上に、表面処理層である窒素拡散層１０２、窒化物層１０３、及び酸化物層１０４が、この順に形成されている。つまり、金型の最表面には、酸化物層１０４が位置する。

基材１０１は、Ｃｒを含有する合金工具鋼材からなる。より具体的には、基材１０１は、例えば熱間金型用の合金工具鋼材であるＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる。ＳＫＤ６１材は、４．８０〜５．５０質量％のＣｒを含有している。

窒素拡散層１０２は、基材１０１の窒化処理により形成された表面改質層である。窒素拡散層１０２は、窒化処理過程において、金型表面側から金型内部側に向かって窒素（Ｎ）が拡散することにより形成される。そのため、金型表面側から金型内部側に向かって窒素濃度も徐々に低くなる。ここで、窒素拡散層１０２内における窒素原子は、窒化物を形成せずに、固溶している。

窒素拡散層１０２の硬さは、窒素の固溶量が多いほど上昇する。そのため、図１（ｂ）に示すように、窒素拡散層１０２の硬さは、基材１０１の硬さから窒化物層１０３の硬さまで連続して徐々に上昇する。このように、基材１０１と表面処理層である窒素拡散層１０２との界面近傍において、硬さが急激に変化することがない。また、窒素拡散層１０２は、基材１０１の熱膨張を抑制する。そのため、硬質な窒化物層１０３及び酸化物層１０４が、熱サイクルの負荷によって剥離することを抑制することができる。

窒素拡散層１０２の厚さは、５０〜２５０μｍであることが好ましい。５０μｍ未満では、硬さの変化が急になり、上記のような効果を奏し得なくなる。２５０μｍを超えると、窒化処理に多大な時間を要するようになり、金型の生産性が低下する。窒素拡散層１０２の厚さは、組織観察による膜厚と成膜条件との関係から把握することができる。

窒化物層１０３も、基材１０１の窒化処理により形成された表面改質層であって、窒素拡散層１０２上に形成されている。窒化物層１０３は、窒化鉄（Ｆｅ_２〜３Ｎ、Ｆｅ_４Ｎ）、窒化クロム（ＣｒＮ）からなる。窒化物層１０３は、高温でも非常に高い硬さを維持するため、金型表面の高温硬度の向上に寄与している。

酸化物層１０４は、基材１０１の酸化処理により形成された表面改質層であって、窒化物層１０３上に形成されている。つまり、酸化物層１０４は金型の最表面に形成されている。酸化物層１０４は、酸化鉄（Ｆｅ_３Ｏ_４、Ｆｅ_２Ｏ_３）、酸化クロム（ＣｒＯ）からなる。ここで、酸化物層１０４における酸化クロム（ＣｒＯ）の割合は、金型内部側ほど高いが、酸化物層１０４の表面にも酸化クロム（ＣｒＯ）が存在する。酸化クロム（ＣｒＯ）を含有する緻密な酸化物層１０４が最表面に形成されているため、本実施の形態に係る鋳造用金型は、耐溶損特性に優れている。また、本実施の形態に係る鋳造用金型は、アルミ溶湯に対する濡れ性が低く、離型性にも優れている。さらに、耐酸化性にも優れている。

ここで、窒化物層１０３及び酸化物層１０４は、断熱性を有している。そのため、溶湯注入時などの高温環境下において、窒素拡散層１０２内における窒素がより金型内部側に拡散することを抑制することができる。そのため、金型の強度低下を抑制することができる。

窒化物層１０３及び酸化物層１０４の厚さの合計は、１〜４０μｍであることが好ましく、１〜１０μｍであることがさらに好ましい。厚さの合計が１μｍ未満では、上記断熱性が不十分となる。厚さの合計が４０μｍを超えると、耐摩耗性が低下する。

また、酸化物層１０４の厚さは、窒化物層１０３及び酸化物層１０４の厚さの合計の４０％以上である必要がある。４０％未満であると、耐ヒートクラック性が急激に低下するからである。

図２は、窒化物層１０３及び酸化物層１０４の厚さの合計に対する酸化物層１０４の厚さの割合（％）（横軸）と２００００ショット後の硬さ低下率（％）（縦軸）との関係を示すグラフである。所望の耐ヒートクラック性を得るには硬さ低下率を５％未満に抑える必要がある。ここで、酸化物層１０４の割合を４０％以上とすることで、確実に硬さ低下率を５％未満に抑えることができる。

他方、窒化物層１０３及び酸化物層１０４の厚さの合計に対する酸化物層１０４の厚さの割合は８０％以下であることが好ましい。８０％を超えると、耐溶損特性が低下する。
窒化物層１０３及び酸化物層１０４の厚さは、組織観察による膜厚と成膜条件との関係から把握することができる。

次に、本実施の形態に係る鋳造用金型の製造方法について説明する。
まず、４５０〜６００℃×６０〜４００ｍｉｎの条件で、窒素（Ｎ_２）ガス、アンモニア（ＮＨ_３）ガス、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスからなる混合ガスを用いて、金型の基材１０１にガス窒化処理を施す。その後、炉内を窒素（Ｎ_２）ガスにより置換し、金型を降温する。

次に、窒化処理された基材１０１の表面（窒化物層１０３の表面）を研磨（ラップ研磨）する。窒化処理されたままの窒化物層１０３の表面にはｎｍオーダーの微細な凹凸が形成されている。この上に酸化物層１０４を形成すると、酸化物層１０４の表面にも凹凸が形成されることになる。溶湯と接触する酸化物層１０４の表面に凹凸があると、凹部に溶湯が入り込み（アンカー効果）、離型性が悪化してしまう。その結果、耐久性も低下する。そのため、窒化処理後に、窒化物層１０３の表面を研磨し、表面を平坦にする。これにより、酸化物層１０４の表面も自動的に平坦にすることができる。

上記アンカー効果は、引抜抵抗を測定することにより調査することができる。図３は、窒化処理後の研磨の有無による引抜抵抗の違いを示すグラフである。ＳＫＤ６１材からなるピン形状の基材に、本実施の形態に係る窒化処理及び酸化処理を施し、試験片を作成した。試験片は、窒化処理後に研磨を行うもの（研磨有）と、研磨を行わないもの（研磨無）の２種類を準備した。この２種類の試験片を、アルミ合金（ＡＤＣ１２）の溶湯に浸漬し、溶湯温度が５００℃まで低下した段階で引き抜き、その引抜抵抗（ｋＮ）を測定した。図３に示すように、研磨有のものは研磨無のものに比べ、引抜抵抗が１／１０程度となった。

ここで、窒化処理後に研磨を行わず、酸化処理後に酸化物層１０４の表面を研磨した場合、酸化物層１０４の厚さが不均一となり好ましくない。窒化処理後に研磨を行うことにより、窒化物層１０３及び酸化物層１０４の膜厚を均一にすることができ、膜厚の制御も容易になる。さらに、窒化物層１０３の表面の凹凸は、熱サイクル負荷時に発生するマイクロクラックの起点となり易い。この観点からも、窒化処理後に研磨を行うことが好ましい。

次に、４５０〜６００℃×６０〜４００ｍｉｎの条件で、窒化処理後の金型に水蒸気酸化処理を施した。その後、窒素（Ｎ_２）ガスにより金型を室温まで冷却する。

次に、図４を参照して、本実施の形態の比較例に係る鋳造用金型について説明する。図４（ａ）は、比較例に係る鋳造用金型の表層部の断面図である。図４（ａ）において、図面左側が金型表面（金型上側）、右側が金型内部（金型下側）である。図４（ｂ）は、図４（ａ）の鋳造用金型の表層部におけるビッカース硬さ（Ｈｖ）の深さ依存性を定性的に示すグラフである。

図４（ａ）に示すように、比較例に係る鋳造用金型では、基材１上に、単層の表面処理層２が形成されている。基材１は、図１の基材１０１と同様である。
表面処理層２は、ＴＤ処理（Toyota Diffusion Coating Process）により形成されたバナジウムカーバイド（ＶＣ）からなる。
図４（ｂ）に示すように、バナジウムカーバイド（ＶＣ）からなる表面処理層２は、基材１に比べ極めて高い硬さを有している。そして、基材１と表面処理層２との界面において硬さが急激に変化する。そのため、比較例に係る鋳造用金型では、高温における基材１と表面処理層２との膨張率の差も大きくなり、両者の界面において割れが発生し易い。

これに対し、本実施の形態に係る鋳造用金型では、基材１０１と硬質な窒化物層１０３との間に十分な厚さ（５０〜２５０μｍ）の窒素拡散層１０２が形成されている。図１（ｂ）に示したように、窒素拡散層１０２の硬さは、基材１０１の硬さから窒化物層１０３の硬さまで連続して徐々に上昇する。そのため、本実施の形態に係る鋳造用金型では、高温における基材１と表面処理層２との膨張率の差も小さくなり、両者の界面において割れが発生し難い。従って、金型の耐久性も向上する。

（実施例１）
５５０℃×２４０ｍｉｎの条件で、窒素（Ｎ_２）ガス、アンモニア（ＮＨ_３）ガス、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスからなる混合ガスを用いて、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる金型の表面にガス窒化処理を施した。その後、炉内を窒素（Ｎ_２）ガスにより置換し、金型を降温した。窒化処理された金型の表面をラップ研磨した後、５１０℃×２７０ｍｉｎの条件で、窒化処理後の金型に水蒸気酸化処理を施した。その後、窒素（Ｎ_２）ガスにより、金型を室温まで冷却した。これにより、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる基材１０１上に、厚さ１５０μｍの窒素拡散層１０２、厚さ５μｍの窒化物層１０３、厚さ５μｍの酸化物層１０４をこの順に備えた鋳造用金型を得た。

（比較例１）
比較例１に係る鋳造用金型は、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる基材１０１上に、ＴＤ処理による厚さ１０μｍのバナジウムカーバイド（ＶＣ）層を備えたものである。

（比較例２）
５５０℃×２４０ｍｉｎの条件で、窒素（Ｎ_２）ガス、アンモニア（ＮＨ_３）ガス、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスからなる混合ガスを用いて、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる金型の表面にガス窒化処理を施した。その後、窒素（Ｎ_２）ガスにより、金型を室温まで冷却した。これにより、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる基材上に、厚さ１００μｍの窒素拡散層、厚さ７μｍの窒化物層をこの順に備えた鋳造用金型を得た。なお、比較例２に係る鋳造用金型は、酸化物層を備えていない。

（比較例３）
５１０℃×２７０ｍｉｎの条件で、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる金型の表面に水蒸気酸化処理を施した。その後、窒素（Ｎ_２）ガスにより、金型を室温まで冷却した。これにより、ＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる基材上に、厚さ１．２μｍの酸化物層を備えた鋳造用金型を得た。なお、比較例３に係る鋳造用金型は、窒素拡散層及び窒化物層を備えていない。

（比較例４）
比較例４に係る鋳造用金型は、何ら表面処理を施していないＪＩＳ規格ＳＫＤ６１材からなる金型である。つまり、比較例４に係る鋳造用金型は、表面処理層である窒素拡散層、窒化物層、酸化物層を備えていない。

＜膨張率の変化の調査＞
実施例１に係る鋳造用金型について、基材１０１及び表面処理層（窒素拡散層１０２、窒化物層１０３、酸化物層１０４）の室温からの膨張率の変化を調査した。同様に、比較例１に係る鋳造用金型についても、基材１及び表面処理層（バナジウムカーバイド（ＶＣ）層）２の室温からの膨張率の変化を調査した。測定温度は、３００℃、５００℃とした。図５Ａは、実施例１に係る鋳造用金型における基材及び表面処理層の膨張率（％）の温度依存性を示すグラフである。図５Ｂは、比較例１に係る鋳造用金型における基材及び表面処理層の膨張率（％）の温度依存性を示すグラフである。

図５Ａに示すように、実施例１に係る鋳造用金型では、３００℃における基材の膨張率は１０．８％、表面処理層の膨張率は３．４％であった。また、５００℃における基材の膨張率は、１９．９％、表面処理層の膨張率は７．６％であった。従って、５００℃における基材と表面処理層との膨張率の差は１２．３％であった。

図５Ｂに示すように、比較例１に係る鋳造用金型では、３００℃における基材の膨張率は１７．４％、表面処理層の膨張率は４．３％であった。また、５００℃における基材の膨張率は、２９．７％、表面処理層の膨張率は５．６％であった。従って、５００℃における基材と表面処理層との膨張率の差は２４．１％であった。

図５Ａ、５Ｂから、５００℃における基材と表面処理層との膨張率の差が、実施例１に係る鋳造用金型では、比較例１に係る鋳造用金型に対し、約１／２の値となっている。上述のように、実施例１に係る鋳造用金型では、窒素拡散層１０２により基材と表面処理層との膨張率の差が緩和されたものと考えられる。そのため、実施例１に係る鋳造用金型では、基材と表面処理層との界面における割れが発生し難く、金型の耐久性も向上する。

＜硬さの変化の調査＞
実施例１及び比較例１に係る鋳造用金型について、ショット数（鋳造回数）による表面硬さの変化を調査した。図６は、実施例１及び比較例１に係る鋳造用金型おける表面硬さのショット数（鋳造回数）依存性を示すグラフである。

図６に示すように、実施例１に係る鋳造用金型では、１５０００ショットでの硬さの低下は初期の硬さからの１９％に留まっている。一方、比較例１に係る鋳造用金型では、５０００ショットでの硬さの低下は初期の硬さからの６８％にも及んでいる。
このように、実施例１に係る鋳造用金型では、熱サイクル負荷による硬さの低下が小さく、耐久性に優れている。

＜耐久性の調査＞
実施例１及び比較例１に係る鋳造用金型について、耐久性を調査した。図７は、実施例１及び比較例１に係る鋳造用金型おいて損傷が発生するまでのショット数を示すグラフである。

図７に示すように、離型剤の有無に関わらず、実施例１に係る鋳造用金型は、比較例１に係る鋳造用金型に比べ、１０倍近い耐久性を示した。ここで、図７に示すように、離型剤を塗布しない場合の実施例１の耐久性は、離型剤を塗布した場合の比較例１の耐久性に匹敵する。つまり、比較例１と同等の耐久性を維持しつつ、離型剤を塗布せずに実施例１に係る鋳造用金型を用いることもできる。

離型剤の塗布工程を省略することにより、鋳造用製品の生産効率が向上する。また、離型剤から発生するガスによる鋳造欠陥を防止することができ、鋳造用製品の歩留まりが向上する。また、鋳造用金型が離型剤により冷却されないため、湯流れ性が向上し、鋳造欠陥が低減できる。その結果、鋳造用製品の薄肉化によるさらなる生産性向上も期待できる。

＜耐溶損特性の調査＞
実施例１及び比較例２〜４に係る鋳造用金型について、耐溶損特性を調査した。図８は、実施例１及び比較例２〜４に係る鋳造用金型における溶損質量の浸漬時間依存性を示すグラフである。

図８に示すように、実施例１係る鋳造用金型は、比較例２〜４に係る鋳造用金型に比べ、耐溶損特性に優れている。耐溶損特性は、溶湯と接触する表面の被膜によるところが大きい。実施例１係る鋳造用金型では、溶湯と接触する表面に、酸化物層１０４が形成されている。

比較例３に係る鋳造用金型でも、溶湯と接触する表面に酸化物層が形成されているが、この酸化物層は、酸化鉄（Ｆｅ_３Ｏ_４、Ｆｅ_２Ｏ_３）のみから構成されている。これに対し、実施例１係る鋳造用金型の酸化物層１０４は、溶湯と接触する表面において、酸化鉄（Ｆｅ_３Ｏ_４、Ｆｅ_２Ｏ_３）だけでなく、酸化クロム（ＣｒＯ）を含有している。この表面における酸化クロム（ＣｒＯ）の存在により、実施例１係る鋳造用金型は、比較例３よりも優れた耐溶損特性を有している。

この表面における酸化クロム（ＣｒＯ）は、比較例３のように酸化処理を施すのみでは形成されず、窒化処理を経た後に酸化処理を施すことにより形成することができる。表面における酸化クロム（ＣｒＯ）の存在は、ＥＰＭＡ（Electron Probe Microanalyzer）分析により確認することができる。

なお、本発明は上記実施の形態に限られたものではなく、趣旨を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。本発明に係る鋳造用金型は、金型表面が高圧・高速の溶融金属と繰返し接触し、従来は溶損が激しかったダイカスト金型に特に好適である。しかしながら、ダイカスト金型に限定されるものではなく、あらゆる鋳造用途に適用可能である。

１０１ 基材
１０２ 窒素拡散層
１０３ 窒化物層
１０４ 酸化物層

Claims (13)

1. クロムを含有する熱間金型用の合金工具鋼からなる基材と、
   前記基材上に形成された窒素拡散層と、
   前記窒素拡散層上に形成された窒化物層と、
   アルミニウムを主成分として含有する溶湯との接触面に酸化鉄及び酸化クロムを含有し、前記窒化物層上に形成された酸化物層と、を備え、
   前記酸化物層の厚さは、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の４０％以上である
   鋳造用金型。
2. 前記酸化物層の厚さは、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の８０％以下である請求項１に記載の鋳造用金型。
3. 前記窒素拡散層の膜厚が、５０〜２５０μｍである請求項１又は２に記載の鋳造用金型。
4. 前記窒化物層の膜厚と前記酸化物層の膜厚との合計が、１〜４０μｍである請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋳造用金型。
5. ダイカスト金型である請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋳造用金型。
6. ４５０〜６００℃の温度範囲で６０〜４００分間、クロムを含有する熱間金型用の合金工具鋼からなる基材を窒化処理することにより、窒素拡散層及び窒化物層を前記基材上に形成するステップと、
   前記窒化物層が形成された前記基材の表面を研磨するステップと、
   ４５０〜６００℃の温度範囲で６０〜４００分間、研磨後の前記基材を酸化処理することにより、アルミニウムを主成分として含有する溶湯との接触面に酸化鉄及び酸化クロムを含有する酸化物層を前記窒化物層上に形成するステップと、を備えた
   鋳造用金型の製造方法。
7. 前記窒素拡散層の膜厚を５０〜２５０μｍとする請求項６に記載の鋳造用金型の製造方法。
8. 前記窒化物層の膜厚と前記酸化物層の膜厚との合計を、１〜４０μｍとする請求項６又は７に記載の鋳造用金型の製造方法。
9. 前記酸化物層の厚さを、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の４０％以上とする請求項６に記載の鋳造用金型の製造方法。
10. 前記酸化物層の厚さを、前記窒化物層及び前記酸化物層の厚さの合計の８０％以下とする請求項９に記載の鋳造用金型の製造方法。
11. 前記窒化処理が、アンモニアガスを用いたガス窒化処理である請求項６〜１０のいずれか一項に記載の鋳造用金型の製造方法。
12. 前記酸化処理が、水蒸気を用いた酸化処理である請求項６〜１１のいずれか一項に記載の鋳造用金型の製造方法。
13. 前記鋳造用金型がダイカスト金型である請求項６〜１２のいずれか一項に記載の鋳造用金型の製造方法。

Images