JPH0456749A - 溶融金属に対する耐溶損性の優れた鋳造用金型または接溶湯器具 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、溶融金属の鋳造用金型または堰、ビン等溶湯
に接する器具類（本発明において接溶湯器具と記す）に
関するものである。

〔従来の技術〕

溶融金属の鋳造による成形（ダイカスト、重力鋳造など
）に用いられる金型や接溶湯器具（鋳抜きビン、中子ビ
ン、湯口層、アルミダイカストスリーブなど）には、従
来、熱間ダイス鋼、高速度工具鋼、ステンレス鋼などの
鋼や鋳鉄が用いられてきた。

現在、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、この鋳造の際、金型や接
溶湯器具に使用されている上記鉄鋼材料のアルミニウム
合金溶湯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Ｇこよって溶損され、アルミニウム合
金溶湯中の鉄含有量を増加し、鋳造部品の品質を低下せ
しめる。

さらに、これら金型等の溶損は、操業工種々の不都合を
生ゼしぬ、それの耐用期限の長短に大きく影響する。

これらの問題を解決するために、従来、溶融アルミニウ
ム合金と全く反応しないセラミックス系の材料や溶損を
起こしにくいＷ合金、Ｍｏ合金等が一部使用されている
が、これらの材料は価格面からはもちろん、入子として
用いられた場合周囲の鉄鋼材料との熱膨張率の差が大き
いことによる種々の問題や、折れ・欠けなどに対する強
度、靭性、耐熱衝撃性の不足などの問題があり、必ずし
も工業上これらの課題を解決するには至ってν）ない。

さらに、鋼製の金型または接溶湯器具に窒化物または炭
化物または硼化物等（ＴｉＮ、ＴｉＣ，ＢＮ。

ＳｉＣ＋Ｓｉ、Ｎ、、ＴｔＢ２．Ａｌ２Ｏ，）等を、プ
ラズマ化学蒸着法やスパッタリング法などの物理蒸着法
、融着法、焼ばめ法などで表面を被覆する提案がされて
いる（特願昭５５−１４３９５号、特願昭５７−１３１
０２４号、特願昭５７−１４３７４７号、特公平１〜２
９１３３号、特願昭５９１５６３３７号）。しかし、化
学蒸着法や物理蒸着法のの場合、膜厚が数十μｍと薄く
、また表面処理層に、微細なりラックを有し、このクラ
ックを経路として、溶融金属（例えばアルミニウム合金
）が浸透し、表面処理層直下の母材中の鉄と反応して合
金を生成し、この合金生成により表面処理層直下が膨張
して処理層が剥離してしまい、剥離後は、溶損が急速に
進む現象が見られる。

これに対し、浸炭、窒化による表面処理層は、拡散処理
であるため、深い処理層が得られるうえ、剥離は問題と
ならない。従来から５ＫＤ６１等の熱間ダイス鋼、高速
度工具鋼、ステンレス鋼などに窒化処理を施し、溶損寿
命を高める工夫がなされてきた。ところが、これらの鋼
は窒化処理により耐溶損性を高めるべく開発された合金
ではないので、用途によっては耐溶損性が不足すること
が本発明者らにより見出された。

本発明者は、アルミニウム合金を中心とした溶融金属に
よる鉄鋼材料、非鉄合金の溶損について、種々検討を行
なった結果、これらの合金は、溶融アルミニウム合金と
の界面で、まずＡｌとＦｅ、Ｎｉ。

Ｍｎ、Ｇｏ等が合金層を形成し、これを介して合金成分
が溶融アルミニウム合金中へ拡散することにより溶損が
進行すること、窒化処理を行なうことにより、Ｆｅ、Ｎ
ｉ、Ｍｎ、Ｇｏ等からなる基地表面に、アルミニウムと
反応しない窒化物が分布することから、耐溶損性が増す
ことを見出し、さらに耐溶損性を高めるためには、この
窒化物の分布密度を高めることが効果のあることを見出
した。

本発明者は以前に、炭化物を相当量分散させた鉄鋼材料
が従来の当該用途用鉄鋼材料に比べ耐溶損性が著しく優
れることを見出し、超硬度高速度工具鋼を低圧鋳造用の
治工具材料とする特許を出願した（「特願平０１〜１７
４８９７号」）。

また、同様の発想から、安価で実用上、十分な強度、靭
性を持つ新しい合金を提案した（特願平ｌ−１８８３９
７号）が、これらは、目的とする金型や接溶湯器具によ
っては、形状面からの機械加工性や熱衝撃などによる耐
割損性、耐折損性が不足する場合があることが判った。

なお、従来の技術として特開平１〜１１１８４６号があ
るが、これについては後に触れる。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、これらの問題を解消し、さらに溶融金属に対
する耐性を増進し、また十分な強度、靭性等実用特性を
備えた金型または接溶湯器具を提供することを目的とす
る。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、重量％で、Ｃ００２〜０．８％、ＳｉＯ，１
〜３％、Ｍｎ　０．１〜３％、Ｃｒ　６〜１５％、場合
によっては、これにＷ、Ｍｏの一種または二種を合計で
、０．５〜５％、あルイはさらに、Ｖ　０．２〜３％や
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏの一種以上を適宜含み、残部Ｆｅなら
びに不可避的不鈍物からなるマルテンサイト系の合金鋼
に窒化処理を施したことを特徴とする耐溶損性の優れた
鋳造用金型または接溶湯器具である。

〔作用〕

本発明は、溶損に対する窒化層の有効性に着目して、よ
り有効な窒化層を得て、さらに被窒化性の向上を図ると
ともに、耐熱衝撃性、靭性、被加工性等、実施上の問題
点を加味しつつ選定され、その結果、中Ｃ高Ｃｒマルテ
ンサイト系とされた成分範囲を有するもので、これらの
要求特性を高いレベルで満たし、かつこれらを調和させ
ている。

なお、本発明の金型または接溶湯器具に用いる材料の化
学成分に近似した同用途材として、前記のごとく特開平
１〜１１１４８６号がある。

特開平１〜１１１８４６号は、窒化特性を付与する元素
としてＡ１を挙げ、これを構成元素として０．１〜１．
５ｗｔ％添加している。これに対し、本発明は、Ｃｒの
添加効果がＡＩと比べ、極めて顕著であることを見出し
たことによるもので、ＡＩを添加しないでＣｒを増量し
たものである。すなわち、該提案の実施例のＣｒ含有量
は、すべて６％未満であるのに対し、本発明のＣｒ含有
量は６％以上である。つまり、該提案の同用途鋼がＣｒ
含有量６％未満の熱間工具鋼であるのに対し、本発明は
、６％以上のＣｒを含有する鋼であり、この鋼を窒化し
たとき、耐溶損性向上に大きな効果を持つ窒化層が形成
されることを見い出したことによるものである。

本発明組成の合金材料は、通常の鋳造または鍛造により
作製することができ、マルテンサイト焼入れまたはこれ
に準する焼入れ、および焼もどしを行なうことによって
、優れた強度と靭性が得られ、粗大な炭化物が生じない
ため、機械加工性が実用上問題とならない。これを所定
の金型や接溶湯器具に加工したのち、窒化処理を施すこ
とにより、耐溶損性の優れた金型や接溶湯器具とするも
のである。

次に本発明鋼の成分範囲の限定理由を述べる。

Ｃは、本発明鋼の優れた焼入性、焼もどし硬さ、靭性を
得るため添加され、組織を焼入時にマルテンサイトとす
る。また、Ｃは、Ｗ、Ｍｏ、ＶおよびＣｒなとの炭化物
形成元素と結合して炭化物を形成し、結晶粒の微細化、
耐摩耗性、焼もどし軟化抵抗、高温硬さを与えるために
添加するものである。多すぎると過剰の炭化物を生じ鍛
造性、被加工性を著しく低下させて実用面での不都合を
生ずるので、０．８％以下とし、低すぎると上記添加の
効果が得られないので０．２％以上とする。

Ｓｉは、製鋼のときの脱酸効果のために０．１％以上添
加される。多すぎると熱伝導率を低下させるので３％以
下とする。

Ｍｎは、焼入性を向上させるが、多すぎるとＡ１変態点
を過度に低下させ、焼なまし硬さを過度に高くし、被切
削性を低下させるので０．１％以上、３％以下とする。

Ｃｒは、適正な添加量の設定により焼もどし軟化抵抗お
よび高温強度の向上、Ｃと結合して炭化物を形成するこ
とによる耐摩耗性の向上、焼入性の向上および窒化迅速
性付与の効果を有するものである。Ｃｒは、さらに窒化
処理のとき、Ｎと結合して窒化物を形成し、本発明鋼の
最も重要な特徴である耐溶損性を付与する。鉄鋼材料の
溶融金属による溶損は、前記のように溶融金属と母相の
ＦｅやＮ１が化合物を形成し、これを介して鉄鋼材料が
溶融金属側に拡散して、進行する現象であるが、窒化物
が母相に高密度で分布することによって母相と溶融金属
の反応界面を小さくすることにより、溶損が進行しにく
くなる。しかし、Ｃｒの過剰な添加は、過度の炭化物を
生じ、靭性、被加工性を著しく低下させ、実用面で不都
合を生ずるので、６％以上１５％以下とする。

Ｗ、Ｍｏは、焼入加熱時、基地に固溶しにくい炭化物を
形成して耐摩耗性向上に効果をもたらすものであり、ま
た、焼もどし時微細な炭化物を析出して軟化抵抗、高温
強度を増加させる効果を有するものである。

Ｗ、Ｍｏはさらに窒化処理のとき、Ｎと結合して窒化物
を形成し、上記Ｃｒと同様に母相と溶融金属の反応界面
を小さくすることにより、溶損が進行しにくくする。Ｗ
、Ｍｏは、Ｃｒと比較すると上記の効果を得るために多
量の添加が必要であり、多すぎると靭性低下の影響を及
ぼし易いため、１種または２種の合計で５％以下とし、
低すぎると上記添加の効果が得られないので０．５％以
上とする。

■は固溶しにくい炭化物を形成して耐摩耗性および耐焼
付性向上に効果を有するものであり、焼入加熱時基地に
固溶して、焼もどし時微細な凝集しにくい炭化物を析出
し、高い温度域における軟化抵抗を大とし、大きな高温
耐力を与えるのに有効な元素である。特にダイカスト用
の金型または接溶湯器具の場合、溶湯の流動速度は著し
く早く、このため金型または接溶湯器具の表面は、溶湯
の衝突や通過により、高温へ昇温したり、摩擦作用をう
ける。この意味で高い温度域における軟化抵抗や大きな
高温耐力が必要である。

多すぎると巨大な炭化物を生成するなど靭性を低下させ
るので、３％以下とし低すぎると型表面部の早期軟化を
まねくなど上記添加の効果が得られないので０．２％以
上とする。

Ｎｉ、Ｃｕは、それぞれの元素とＡ１との状態図と、Ｆ
ｅやＭＯとＡ１との状態図の比較かられかるように、溶
湯Ａ１に対する固溶度がＦｅと同等またはそれ以上であ
り、また、溶損されにくいことが広く知られているＭＯ
に比べ固溶度が大きく、またＡｌと化合物層を生成する
化合物（ＦｅＡ１．、ＮｉＡｌ、等）も、低温から生成
され易いので、積極的には添加しないが、それぞれ５％
以下は含有されても、実用上問題となるような耐溶損性
の大幅な低下をもたらさないので、靭性や耐酸化性向上
のために含有しても良い。

Ｇｏは、そのＡｌに対する状態図から、Ｆｅとほぼ同様
の溶損挙動をすることがわかり、一方、耐酸化性を向上
するから必要により添加することができる。

なお、本発明の金型等および材料に公知の種々の快削元
素を添加し、この特性を向上することは可能である。

〔実施例〕

次に実施例に基づき、本発明の詳細な説明する。

実施例１ まず、第１表に示す組成の素材を準備し、これから第１
図に示す試験片を作製し、耐アルミ溶損性試験片と耐亜
鉛溶損性試験片とした。

本発明品と比較例Ｕ（ＳＫＤ６１）は、９２０〜．１１
５０℃で焼入後、５８０〜６２０℃で焼もどしを行ない
、硬さを約ＨＲＣ４０とした。比較例Ｖ（超硬度高速度
工具＃ｌ）および比較例Ｘ（４Ｉ願平１〜１８８３９７
号に記載の鋼）は、焼なましままとし、比較例Ｗ（粉末
高速度工具鋼）は、所定の熱処理を施し、硬さを約ＨＲ
Ｃ５０とした。

耐溶損性試験片の一部は、表面処理された。本発明鋼は
すべて窒化処理を施した。第２表にこれらそれぞれの表
面処理の処理条件と、処理層の厚みを示す（本発明品の
溶融ソルト法はいわゆるタフトライド法である）。

耐アルミ溶損性試験は、アルミ合金ＡＤＣ１２の７００
℃の溶湯中およびＢ５９０合金（Ａｌ−１７％Ｓｉ）の
７４０℃の溶湯中に、２時間ずつ浸漬し、試験片の試験
前後の重量比で耐溶損性を比較した。なお、８３９０合
金は、耐摩耗性アルミ合金であるが、耐摩耗性付与のた
め、含Ｓｉ量が、ＡＤＣ１２より高い（ＡＤＣ１２は約
１１％）。このため、融点が高く、高温度で鋳造される
ので、試験温度もこれに合わせて７４０°Ｃとした。

耐亜鉛溶損性試験についてもほぼ同様で、試験片は亜鉛
合金ＺＡＣ２の６００℃の溶湯中に１０時間、浸漬した
。

第３表に耐溶損性試験の結果を示す。

第２表 比較例Ｗ（粉末高速度ＩＲＴ　ｉ　Ｃ処理品）は、実用
アルミダイカストの中子ピンに適用され、アルミ合金の
焼き付きまたはアルミ合金による喰はれに対し、耐久寿
命が良い実績をもつものである。

第３表かられかるように、本発明品の耐溶損性は、減量
率が大きいＡＤＣ１２の７００℃および８３９０号金の
７ｉ０℃と比較すると、いずれの材質、窒化処理方法に
ついても、比較例Ｕ　（ＳＫＤ６１に浸硫窒化）および
比較例■（超硬度高速度鋼９表面処理なし）に比べ優れ
ている。また、本発明品において、最も効果的な窒化法
は、浸硫窒化法であり、これによるＡＤＣ１２の７００
℃の減量率では、比較例Ｙ（セラミックス）以外では、
比較例Ｗおよびゃはり浸硫窒化処理である比較例Ｘとほ
ぼ同等、Ｂ５９０合金の７４０℃での減量率では比較例
Ｘに対しやや劣る粒度である。

なお、比較例Ｗ（粉末高速度工具鋼ＴｉＣ処理品）は、
ＡＤＣ１２の７００℃では溶損減量率が上記のように僅
少であるが、８３９０合金の７４０℃では溶損が急激に
進行した。この試験後の試料の観察を行なったところ、
ＴｉＣ被膜が剥離し、剥き出しになった母材とアルミ合
金の反応が起り溶損が進んでいた。この挙動は、公知の
セラミックコーティング技術（ＰＶＤ、ＣＶＤ、溶融塩
法等）によるその他の炭化物、窒化物、硼化物系（ＶＣ
，ＮｂＣ，ＴｉＮ、ＢＮ等）の被覆処理品についても通
常具られる現象と同様であった。

浸硫窒化による本発明品の耐溶損性は、前述のように比
較例Ｙ（セラミックス）およびＸ（特願平１１８８３９
７号）には劣ったが、これらが実用される場合、重要な
問題となる耐熱衝撃性、機械加工性については後述の如
く極めて優位である。

次に耐熱衝撃性試験結果について述べる。該試験は、３
０ｍｍ角ｘ２０ｍｍ＊さの試料を前記と同様の熱処理お
よび表面処理を施して準備し、ガスバーナーで７００℃
に加熱後、ただちに２０℃の水浴中に浸漬することを繰
り返して、表面クラックが所定程度以上となるまでの回
数を調べた。対象品は本発明品（Ａ、ＣおよびＥにそれ
ぞれ浸硫窒化したもの）、比較例Ｘおよび比較例Ｙであ
る。その結果、比較例Ｙ（セラミックス）は、１回で砕
は散り、比較例Ｘは、５０回であった。第２図に比較例
Ｘのスケッチを示す。本発明品は、いずれも１００回ま
でのテストで変化は見られず、以降は打ち切った。

れに対し、本発明にがかるＡおよびＣは、それぞれ０．
１５ｗ（１ｍ切削後）、０．２８ｍｍ（２ｍ切削後）お
よび０．２２ｍｍ（１ｍ切削後）、０．４１ｍｍ（２ｍ
切削後）と比較例Ｘに比し、格段に高い被削性を示した
。

第　　４　　表 第　　５　　表 被剛性テスト結果を第４表に、また、第５表にその切削
条件を示す。テストは焼鈍状態の各試料母材をエンドミ
ルで切削したときの、エンドミル刃先摩耗量を測定した
。セラミックスは、全く加工できず、比較例Ｘは、１ｍ
切削後の刃先摩耗が０．８５ｍｍと大きく、これ以上加
工できなかった。こ以上、耐熱衝撃性および被剛性テス
ト結果を述べたが、これらにおいて本発明品は、各比較
例より優れており、総合性能が高いことが判る。

なお、本発明Ｇは、Ｎｉ、Ｃｏを含むものであり、本発
明Ａ−Ｆと比べ、若干耐溶損性が劣る。しかし、それで
も比較例Ｕよりは著しく優れ、浸硫窒化の場合、比較例
■よりはるかに優れる。そして、Ｎｉを含むため、衝撃
特性が増していた。これは、用途によって、耐割れ性や
耐折損性を重視する場合、この程度のＮｉその他の元素
を含有させることが有効であることを示している。

なお、本実施例では、アルミ合金と亜鉛合金に対する溶
損試験の結果を示したが、一般に溶融金属による金型等
の溶損は、溶融金属と金型等の母相である金属との接触
による化合物形成により進行するので、本発明の金型等
や材料は、アルミ系や亜鉛系に対すると同様にその他の
溶融金属、例えば、鉄系や銅系の合金に対する耐溶損性
も同様に優れることが推論される。

実施例２ 次に前記の素材から、金型を製作し、実用テストを行な
った結果を示す。

熱処理および表面処理は前記実施例１と同様（本＠明品
は浸硫窒化）とし、アルミダイカスト金型の一部を入子
として製作した。入子は、アルミ合金の溶湯が、ゲート
から直接衝突するゲート正面部に組み込んだ。アルミ合
金の溶湯温度は７５０℃である。

また、本人子は、入子と言えども寸法が大きく（概略寸
法１５０　Ｘ　２００　Ｘ　１００）、さらに形状が複
雑でコーナ一部を有するものとした。また、入子表面は
、アルミ合金が凝固して金型から除去された後、水冷さ
れ、この際大きな熱応力が表面に作用し、しかもコーナ
一部は応力集中により過大な熱応力が作用するものであ
る。

第６表 第６表にそれぞれの金型入子の金型寿命を示す。

参考例Ｚは５００シヨツト使用した時点で溶損により金
型表面が肌あれを生じ、使用を停止した。

比較例Ｕ（ＳＫＤ６１　　浸硫窒化）は、ｌ　、５００
シヨツトで肌あれが生じた。また、比較例Ｘは、溶損は
生じなかったが、１，８００シヨツトでコーナーＲ部よ
り深いクラックが発生し、使用を停止した。

これは第２図で示した結果を裏付けるものである。

これに対し、本発明品Ａは、５，０００シヨツトで肌あ
れを生じ、Ｅは５　、０００シヨツトで肌あれは軽微で
あったが、テストは中止した。これは、ＥがＷ、ＭＯ，
Ｖを含むため高温強度が強く、窒化層へのバックアップ
作用が強いことによるものである。

本用途のように、高温溶湯が、治工具の表面に高速で衝
突する場合、治工具表面は高温への昇温と溶湯の運動エ
ネルギーにより、機械的にも侵食される。このような場
合には、Ｗ、Ｍｏ、Ｖの添加は有効である。

実施例３ 次にアルミダイカスト成形に用いる中子ビンを第７表に
示した素材により製作した（熱処理および表面処理は実
施例１に同じ）。これらの耐久寿命を同表に示す。

木表から、本発明品のすべてと比較例Ｘは比較例Ｕの１
０倍以上の耐久性を持つことがわかる。ただし、比較例
Ｘは破損はしないものの、ピンの一部にクラックが入り
、余命か僅かであることかわかる。これに対し本発明品
Ｂ、Ｄ、Ｆは、これらのクラックは発生しなかった。ま
たアルミダイカストの場合、鋳造後に金型や中子ビン等
は水冷され、急冷されるので耐熱衝撃性の低いセラミッ
クス族の中子ビンは一回目の鋳造で破損した。

第７表 実施例４ 次に、低圧鋳造によるアルミ製品成形に用いる鋳抜ビン
を第８表に示す素材で製作した。熱処理条件、表面処理
は実施例１と同じである。たたし、Ｖ′はＶと同材質で
ある。その形状を第３図に示す。寸法は第３図中のｄ　
＝５ｍｍφ、長さは２００　ｍｍである。同表にそれぞ
れの素材で製作した鋳抜ビンの耐久性を比較して示した
。参考例Ｚでは２００回の鋳造で溶損によりビンの径が
細くなり寸法不良で使用が不可能となった。また比較例
■は、１５０回の鋳造で焼付折損を生じ、耐溶損性を高
めるために浸硫窒化を行なったもの（比較例Ｖ′）では
、さらに早期に折損（５０本）を生じた。これに対し、
本発明品Ａ〜Ｇ（溶融ソルト法による窒化処理の一種で
あるタフライド処理を施したビン）は、折損を生ぜず、
いずれもほぼ１，２００回まで使用可能で最終的にはビ
ンにアルミ合金の付着を生じた。

第８表 〔発明の効果〕 以上述べたように、本発明は、アルミ合金を始めとした
溶融金属鋳造用の金型または接溶湯器具において、窒化
を行なったものであるが、従来、５ＫＤ６１を始めとす
る熱間ダイス鋼や粉末高速度工具鋼等既存のいわば、あ
りあわせの材料に窒化を行なったものではなく、窒化処
理してこれらの用途に用いることを前提に、耐溶損性に
ついてはもちろん、耐熱衝撃性、靭性、被削性等総合性
能を考慮して、新規な母材成分である中Ｃ高Ｃｒマルテ
ンサイト系を選定したものであるから、従来材に比し、
耐溶損性はもちろん、総合性能に優れるため、これらの
耐久寿命に大幅な向上効果をもたらすものである。

したがって、耐溶損性が優れる超硬度高速度工具鋼やセ
ラミックスが工業実用上、折損、破損の問題点から適用
が十分進まなかったのに対し、本発明の金型等や材料は
、前記のように靭性、抗折強度、耐熱衝撃性に優れるた
め実用性が高い。さらにＷ、Ｍｏ合金に比べ、安価で製
造できる。

また、本発明者が提案した耐溶損鋼（特願平１〜１８８
３９７号によるもの）が、熱衝撃性、機械加工性の面が
問題となる用途に本発明品の実用性が大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、実施例１で溶融アルミおよび亜鉛に使用した
溶損試験片を示す図、第２図は、実施例１で耐熱衝撃試
験を行なった後の試験片の外観スケッチ図で、比較例Ｘ
の５０回テスト後の状況を示す図および第３図は実施例
４で使用した鋳抜きビンを示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、Ｃ０．２〜０．８％、Ｓｉ０．１〜３％
   、Ｍｎ０．１〜３％、Ｃｒ６〜１５％を含み、残部Ｆｅ
   ならびに不可避的不純物からなるマルテンサイト系の合
   金鋼に窒化処理を施したことを特徴とする耐溶損性の優
   れた鋳造用金型または接溶湯器具。 ２　重量％で、Ｃ０．２〜０．８％、Ｓｉ０．１〜３％
   、Ｍｎ０．１〜３％、Ｃｒ６〜１５％、およびＷ、Ｍｏ
   の一種または二種を合計で、０．５〜５％を含み、残部
   Ｆｅおよび不可避的不純物からなるマルテンサイト系の
   合金鋼に窒化処理を施したことを特徴とする耐溶損性の
   優れた鋳造用金型または接溶湯器具。 ３　重量％で、Ｃ０．２〜０．８％、Ｓｉ０．１〜３％
   、Ｍｎ０．１〜３％、Ｃｒ６〜１５％、およびＷ、Ｍｏ
   の一種または二種を合計で０．５〜５％、さらにＶ０．
   ２〜３％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
   るマルテンサイト系の合金鋼に窒化処理を施したことを
   特徴とする鋳造用金型または接溶湯器具。 ４　重量％で、Ｃ０．２〜０．８％、Ｓｉ０．１〜３％
   、Ｍｎ０．１〜３％、Ｃｒ６〜１５％、Ｗ、Ｍｏの一種
   または二種を合計で０．５〜５％、Ｖ０．２〜３％、さ
   らにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏのうち一種または二種以上をそれ
   ぞれ５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
   マルテンサイト系の合金鋼に窒化処理を施したことを特
   徴とする鋳造用金型または接溶湯器具。