CN1733393A - 用于浇铸的构件 - Google Patents

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Abstract

一种用于浇铸的构件，该构件包含作为基材的热作模具钢或高速钢并至少在其工作面上含有涂层，其中在这些涂层中的最外层主要由氮化物、氧氮化物或碳氮化物中的至少一种组成，所述氮化物、氧氮化物或碳氮化物主要由V构成，而含有主要由Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物中至少一种的另外一个涂层形成为刚好在基材上的层。如果需要，在所述最外层和所述刚好在基材上的层之间的界面上可以形成作为涂层的中间层，而所述中间层包括主要由V和Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物中的至少一种。所述最外层的厚度优选为0.5～5.0μm，而所述刚好在基材上的层的厚度优选为0.5～3.0μm，所述中间层的厚度优选为1.0μm或更低。所述浇铸构件具有优异的耐咬死性、耐破裂性和耐熔融损耗性。

Description

用于浇铸的构件
技术领域
本发明涉及用于与熔融金属接触的浇铸构件，例如用于压模铸造或浇铸的模子、销钉、在注射机中使用的活塞环等。
背景技术
在用于通过浇铸熔融金属而成型的铸构件中使用诸如热作模具钢、高速钢、不锈钢等之类的钢。最通常用于浇铸成型的被模制金属是铝合金。在上述钢材用于浇铸构件比如模子的情况下，与铝合金接触的部分浇铸构件上的钢材由于熔融而损耗在铝合金的熔化物中，从而增加了铝合金熔化物中的铁含量，并且降低了浇铸产品的质量。而且，模子等的熔融损耗会导致各种操作麻烦。
作为解决上述问题的措施，通常在浇铸构件的工作面上渗氮，因为渗氮可以形成深的硬化层，并且能够以非常低的成本进行。然而，因为为了增加浇铸产品的强度通常使用高熔融铝合金作为要被模制的材料，所以渗氮具有下列缺点：硬化层的N易于在高温下扩散进入铝熔融物中，以致由于硬化层的消失而导致耐熔融损耗性变差，导致了熔融损耗现象快速发展。
为了解决上述问题，通常使用的模子含有通过物理气相沉积(下面称作PVD方法)涂敷的难于与熔融金属反应的陶瓷的工作面。有人提出了这样的一些方法，例如，用于成型的基材进行渗碳或渗氮，然后由PVD法形成TiC、TiN等的涂层的方法(JP-A-61-033734)；以及模子表面涂敷上Ti中间层，再涂敷上TiAlN的方法(JP-A-07-112266)。也有人提出了其中将CrN用作涂层的方法(JP-A-10-137915和JP-A-2001-11599)。
用于与熔融物接触的构件如浇铸模子的使用环境变得非常苛刻，这是因为由于接近干净形状而导致最近增加了浇铸循环速度以及最近降低了模子厚度的缘故。即，会显著导致下列麻烦：在浇铸过程中由于熔融金属而导致模子或其它构件热膨胀；通过在要被加工的材料固化后应用脱模剂或通过待加工材料的固化和收缩而导致模子或构件因收缩而变形。因此，在含有现有技术参考文献1～4中提出的组合物的涂层中，在使用含有涂层的构件过程中形成了微小裂缝，并且熔融金属通过裂缝渗透到构件中，在刚好在构件的表面处理层之下的基材中与铁反应形成合金。当正好在表面涂层之下的部分由于形成合金而膨胀时，可观察到下列现象：处理层剥离，以使构件由于熔融导致的损耗快速发展。
此外，上述提议的涂层没有足够的耐咬死性(resistance to seizure)，无法应付近年来变得苛刻的使用环境。因此，当采用模子进行阐述时，在模子的早期使用阶段，浇铸产品从模子中释放时，模子工作面和浇铸产品之间产生了咬死，从而导致了模子补偿循环，模子寿命下降以及浇铸产品的形状不令人满意。
本发明拟提供浇铸构件，如压模铸造模子或销钉，该浇铸构件以与高温熔融金属接触的工作面使用，所述浇铸构件没有上述问题。
发明内容
本发明人注意到在用于上述目的的浇铸构件中出现问题的机理，并且详细研究了在上述构件的工作面(与金属接触的表面)上使用的涂层的组成、层结构和形成条件对耐熔融损耗性和耐咬死性的影响。此外，为抑制由于构件变形引起的裂缝，也对涂层的耐破裂性进行了详细的研究。
结果，发现通过形成包括至少一种主要由V构成的氮化物、氧氮化物(oxinitride)或碳氮化物的涂层(作为外层)以及包括至少一种主要由Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物的涂层(刚好在基材之上)，能够使浇铸构件具有非常良好的耐熔融损耗性、耐咬死性和耐破裂性。通过该结果，证实(例如)用于铝合金压模铸造的销钉作为浇铸构件的寿命显著改善，这是因为充分抑制了在浇铸早期的局部咬死性以及在浇铸产品的固化和收缩时引起的销偏转导致的涂层破裂的缘故。
即，本发明的第一方面涉及浇铸构件，其包含热作模具钢或高速钢作为基材，并且至少在其工作面上含有涂层，其中在涂层之间的最外层包括至少一种主要由V构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物，而另一个包括至少一种主要由Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物的涂层形成为刚好在基材上的层。
在上述最外层和刚好在基材上的层之间的界面上优选涂敷有包括主要由V和Cr构成的至少一种氮化物、氧氮化物或碳氮化物的中间层。
上述最外层的厚度为0.5～5.0μm，而刚好在基材上的层的厚度优选0.5～3.0μm。当形成上述中间层时，其厚度优选为1.0μm或更小。
此外，上述涂层中的每一个层都优选通过物理气相沉积形成。此外，在离基材最外表面25μm深度上的涂敷基材的硬度优选比离基材最外表面500μm深度上的硬度高100HV 0.2或更高。
涂敷有TiN、TiCN或CrN的传统浇铸构件的寿命已经不足以应付最近几年变得苛刻的使用环境。通过使用具有本发明的表面涂层结构的浇铸构件，能够改善耐咬死性、耐破裂性和耐熔融损耗性，因此能够大大改善模子的寿命。
附图说明
图1所示为在通过使用洛氏硬度试验机评价耐破裂性的测试中用于评价破裂程度的标准。
图2所示为显微镜照片，其示出用于评价本发明测试片编号5(洛氏凹痕附近的状态)的耐破裂性的测试结果。
图3所示为显微镜照片，其示出用于评价比较测试片编号12(洛氏凹痕附近的状态)的耐破裂性的测试结果。
图4所示为显微镜照片，其示出用于评价传统测试片编号23(洛氏凹痕附近的状态)的耐破裂性的测试结果。
图5所示为实施例2中使用的销钉的形状。
具体实施方式
在浇铸构件的工作面上形成的硬涂层膜通过记录它的只对于与涂层膜接触的熔融物的特性而进行研究是不够的。即，涂层膜的总特性当然要通过考虑其与基材的亲和力进行研究。因此，作为本发明的涂层膜，可以使用能够尽可能给出与熔融物接触的最外表面的所需要特性以及基材所需要特性的复合涂层。在本发明中使用的最外层的主要作用是使浇铸构件形成耐熔融损耗性、耐咬死性和耐破裂性。因此，最外层的存在是非常重要的。因此，在本发明中的涂层膜必须具有上述特性，而且这些性质要具有非常良好的平衡。
通过本发明人的研究结果，可以证实如下结果：对于使用诸如铝合金等的压模铸造中的模子之类的构件而言，与Ti或Cr的氮化物、氧氮化物和碳氮化物相比，主要由V构成的氮化物、氧氮化物和碳氮化物能够形成基本上相等的耐熔融损耗性，但能够在使用构件的温度范围内(300～600℃)提供更好的耐咬死性。这是因为主要由V构成的氮化物、氧氮化物和碳氮化物在上述温度范围可适当氧化，以使所得薄氧化物层对于熔融物的亲和性变差。因此，抑制了与浇铸产品的咬死。换句话说，因为以前提到的TiN、TiAlN和CrN中任一种的所有涂层都具有优异的耐氧化性，因此在使用过程中，也保留了较活泼的表面，因而倾向于发生与浇铸产品的咬死。
此外，能够证实下面的结果：主要由V构成的氮化物、氧氮化物和碳氮化物具有比Ti或Cr氮化物、氧氮化物和碳氮化物更好的韧性，即它们的组成可以充分抑制在使用过程中由于构件变形引起的涂层开裂。对于上述原因，在本发明浇铸构件的工作面上形成的涂层之间的最外层包括至少一种主要由V构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物。对于主要组成V，以除了氮、氧和碳原子之外的金属(半金属)原子的总数计，V的比例优选70(原子％)或更大，更优选90(原子％)或更大(包括基本上100(原子％))。
其次，在本发明的浇铸构件中，刚好在用于浇铸构件的基材上形成的涂层(所述刚好在基材上的层)包括至少一种主要由Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物。这些主要由Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物形成的层具有低的残余压应力，具有与基材的优异粘附力和优异的耐氧化性。如果刚好在基材上的层的粘附力低，则该涂层在表现其功能之前剥离。
在本发明的涂敷膜由复合涂层构成的情况下，如果刚好在基材上的层(构成涂敷膜基材侧)的耐氧化性低，则不管最外层的性质如何，这种低的耐氧化性都变成涂敷膜剥离的原因。例如，当根据本发明的复合涂层基本上由两个层，即上述最外层以及刚好在基材上的层形成时，如果刚好在基材上的层的耐氧化性比最外层的耐氧化性低，则会导致下列麻烦：使用过程中，在最外层和刚好在基材上的层之间的界面上发生氧化，以使在最外层表现功能之前，涂层膜被剥离掉。因此，鉴于涂层的粘附性和耐氧化性，刚好在基材上的层包括至少一种主要由Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物。在这种情况下，至于主要的组分Cr，以如上所述的只是金属或半金属原子的总数计，Cr的比例优选为50(原子％)或更多、更优选为90(原子％)或更多(包括基本上100(原子％))。
虽然本发明的复合涂层不需要满足关于在最外层和刚好在基材上的层之间的中间层存在的特殊条件，但是为了利用这些层中每个层的优异性能，也优选形成能够调解最外层和刚好在基材上的层之间性能差异的中间层。例如，当根据本发明的复合涂层由两个层形成时，即由最外层和刚好在基材上的层形成时，在最外层和刚好在基材上的层之间的界面上优选存在含有至少一种主要由V和Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物的中间层。因为最外层和刚好在基材上的层在组成上不同，因此预期在伴随显著的热冲击或骤冷的使用环境中，这两个涂层之间的界面上发生由于它们之间的热膨胀不相同而导致的破裂。因此，为了调和这两个涂层之间的性能差异，优选在最外层和刚好在基材上的层之间的界面上存在含有至少一种主要由V和Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物的中间层。
接着，下面描述在本发明中使用的构成涂层的各个层的厚度。在本发明中使用的最外层的厚度优选为0.5～5.0μm。当厚度小于0.5μm时，不能够获得对于耐熔融损耗性、耐咬死性和耐破裂性的充分作用，并且最外层特别是由于熔融损耗导致早期损失。另一方面，当最外层以大于5.0μm的厚度形成时，它根据使用条件在有些情况下早期剥离。因此，在本发明中的工作面上存在的涂层之中，最外层的厚度优选为0.5～5.0μm。
在本发明中使用的刚好在基材上的层的厚度优选为0.5～3.0μm。当该厚度小于0.5μm时，该层太薄，因而它难于获得与基材的充分粘附性。另一方面，当该层以大于3.0μm的厚度形成时，不能提高改善粘附性的作用，并且刚好在基材上的层由于构件变形导致的破裂等不理想地易于出现。因此，在本发明中使用的刚好在基材上的层的厚度优选为0.5～3.0μm。
当形成上述中间层时，该中间层的厚度优选1.00μm或更小。这是因为即使该中间层以大于1.00μm的厚度形成，也不能获得显著的形成效果。然而，当该厚度太小时，不能调和最外层和刚好在基材上的层之间的性能差异。因此，在本发明中使用的中间层的厚度优选0.05μm或更大。该厚度更优选0.10～0.50μm。
接着，下面具体描述在本发明中使用的构成涂层的每个层的组成。例如，作为构成用于本发明的最外层的氮化物组成，示例性的组成有如主要由V构成的VN、VTiN、VCrN、VBN等。类似地，作为构成刚好在基材上的层的氮化物组分，耐氧化性和耐热性相对优异的示例性组分可以有例如主要由Cr构成的CrN、CrTiN、CrAlN、CrSiN、CrBN等。当构件如模子的工作面形状非常复杂以致应力非常易于集中在凸面上时，在上述举例性的氮化物中，VN、VTiN等的涂敷膜优选用作最外层，所述涂敷膜具有较低的残余应力和优异的粘附力。当由于高的浇铸温度而需要具有耐氧化性的涂敷膜时，优选VCrN等的涂敷膜。
尽管上述描述是通过以氮化物的情况给出的，但是使用氧氮化物或碳氮化物也能够获得上述相同的作用。此外，虽然最外层和刚好在基材上的层分别主要由V和Cr构成，但是也可以向该最外层中以30原子％或更小、更优选10原子％或更小的比例加入IVa、Va或VIa族的金属元素以及Al、Si、B等，可以向刚好在基材上的层中以50原子％或更小的比例、更优选10原子％或更小的小比例加入IVa、Va或VIa族的金属元素以及Al、Si、B等。此外，组成上不相同的两个或更多个氮化物、氧氮化物或碳氮化物可以以多层膜的形式使用。
用于形成本发明浇铸构件涂层的涂敷方法并没有特别的限制。考虑热对待涂敷基材、工具的疲劳强度和涂敷膜的粘附性等的影响，优选采用在待涂敷基材上施用偏压的物理气相沉积，如电弧离子电镀法或喷溅法，在这些方法中膜能够在低于作为待涂敷基材的热作模具钢或高速钢的回火温度的温度下形成，并且压应力残留在涂敷膜中。
此外，为了进一步改善耐磨损性，在本发明中使用的待涂敷基材的情况下，离基材最外表面25μm深度的硬度优选比离基材最外表面500μm深度的硬度大100HV 0.2或更大，该值根据JIS-Z-2244限定的维氏硬度测定。即，作为获得上述目的的具体处理实例，优选利用扩散如渗氮或渗碳预先进行表面硬化处理。在这种情况下，化合物层如通过渗氮形成的称作白层的氮化物层或在渗碳情况下观察到的碳化物层成为刚好在基材上的层的粘附性变差的原因，因此化合物层优选通过控制处理条件而抑制其形成或通过抛光等除去。
实施例
参考下列实施例，详细解释本发明，但是这些实施例不应当作为本发明范围的限制。在没有背离本发明要点的情况下可以进行合适的改变，并且所有的这些改变都包含在本发明的技术范围内。
实施例1
制备JIS中规定的SKD 61，从1030℃进行油急冷处理，然后通过在550～630℃的回火热精炼到47HRC。随后，这样处理的材料加工成下列测试片：直径为10mm和长度为100mm的柱形测试片用于评价耐熔融损耗性，厚度为3mm、每边长度为30mm的板状测试片用于评价耐开裂性，而直径为20mm、厚度为5mm的圆盘形测试片用于评价耐咬死性。上述测试片作为基材进行涂敷处理。在这些测试片中，在涂敷处理之前进行表面硬化处理的测试片在下列条件下进行离子渗氮处理。
作为涂敷处理之前的表面硬化处理，离子渗氮处理通过使测试片在流量百分比为5％(平衡：H2)的N2气氛中于500℃保持测试片10小时进行。然后，各个测试片的测试表面进行抛光磨光。在所有进行渗氮处理的测试片中，在离磨光后的表面25μm深度的硬度为680HV 0.2，通过该情况，可以证实在25μm深度的硬度比在500μm深度的47HRC(＝471 HV 0.2)硬度高100 HV 0.2。磨光之后的基材表面在下列条件下与其它测试片表面一起进行涂敷处理。
使用下面所述的电弧离子电镀仪进行涂敷。在Ar气氛下(压力：0.5Pa)，每个待涂敷的基材上使用-400V的偏压，并且用热丝进行等离子体清洁60分钟。然后，使用作为金属组分的蒸汽来源的各种金属靶以及由作为基础的N2气和任选的CH4气体与N2+O2混合气体构成的反应气，在500℃的要被涂敷基材温度、反应气体压力为3.0Pa以及-50V的偏压下形成膜，以使所有层的总厚度可以为约5μm。通过同时操作用于形成刚好在基材上的层的靶和用于形成最外层的靶，可以形成中间层。
对于这样获得的测试片，评价每一个测试片的耐熔融损耗性、耐破裂性和耐咬死性。下面描述每一种这些性质的评价测试条件。
(1)用于在熔融金属中评价耐熔融损耗性的测试
每个测试片在750℃的铝合金AC4C的溶体中浸渍3小时，然后根据测试前后测试片质量值之间的比值评价耐熔融损耗性。
(2)用于评价耐破裂性的测试
使用洛氏硬度试验机(C等级)在涂敷表面上形成凹痕(30mm×30mm)，然后在光学显微镜下观察凹痕附近，并且根据图1所示的标准评价凹痕周围形成的裂缝。对于这种评价，因为凹痕附近凸起，因此当涂层的耐破裂性较低时，如图1所示引起破裂。
(3)用于评价耐咬死性的测试
为了评价耐咬死性，使用CSM仪器生产的球-在-盘上(ball-on-disc)的摩擦损耗测试仪。使用纯铝的球作为合作材料，在下列条件下，在作为涂敷表面的直径为20mm的圆盘表面上测定每个测试片的摩擦系数：回转半径3mm，圆周速度为150mm/s，负荷2N，摩擦距离100m，测试温度500℃，并且没有润滑。对于该评价，将测试过程中的摩擦系数的值输入连接的个人计算机中，并且计算这些值的平均值。比较这样获得的平均值。
表1示出了各个测试片涂层的细节以及评价结果。在不含有本发明中所使用的涂层结果的比较测试片和传统测试片的情况下，难于限定它们的最外层、刚好在基材上的层和中间层。为了便于理解与本发明的比较，这些层在表1示出。在涂敷处理前后，上述通过涂敷处理之前的表面硬化处理调节的基材硬度值没有变化。
表1
Figure A20051009140100111
7 - (Cr0.70Ti0.30)N(2.1μm) CrVTiBN(0.3μm) (V0.90B0.10)N(2.8μm) 0.55 A 0.48
8 - (Cr0.95Si0.05)N(1.8μm) CrVTiSiN(0.4μm) (V0.75Ti0.25)N(2.7μm) 0.53 A 0.54
9 导电 CrN(2.0μm) CrVN(0.3μm) VON(2.7μm) 0.51 A 0.51
  比较测试片   11   -   CrN(2.5μm)   -   (Ti0.75V0.25)N(2.7μm)   0.54   C   0.82
12 - CrN(2.1μm) CrTiN(0.5μm) TiN(2.5μm) 0.55 C 0.84
13 - TiN(2.7μm) - CrN(2.2μm) 0.52 C   在65m的摩擦距离处中断该测试
  比较测试片   14   -   (Cr0.70Ti0.30)N(2.0μm)   -   (Ti0.50Al0.50)N(3.2μm)   0.67   D   在45m的摩擦距离处中断该测试
15 - (Ti0.75Cr0.25)N(2.6μm) - VN(2.6μm) 0.56 C 0.52
16 - (Ti0.50Al0.05)N(2.1μm) VTiAlN(0.3μm) VN(2.5μm) 1.05 D 0.50
  传统测试片   21 -   TiN(5.1μm)   -   -   0.55   C   0.85
22 - CrN(5.4μm) - - 0.58 B   在63m的摩擦距离处中断该测试
23 - (Ti0.50Al0.50)N(4.5μm) - - 1.12 D   在48m的摩擦距离处中断该测试
*)A：没有裂缝
   B：周边裂缝小于3/4
   C：周边裂缝为3/4或更多(全面剥离除外)
   D：全面剥离
如表1所示看出，所有的本发明测试片都具有非常优异的耐熔融损耗性、耐破裂性和耐咬死性，因为这些测试片的涂层结构都在本发明规定的范围之内。
另一方面，对于比较测试片和传统测试片的评价结果，在通过使用由作为基础的CrN或TiN类型材料构成的涂层作为最外层或刚好在基材上的层获得的所有样品中，比如比较测试片编号11、12、13、14和15以及传统测试片编号21和22中，耐熔融损耗性的评价结果与本发明测试片相同。然而，在比较测试片编号16和传统测试片编号23中，熔融损耗速率增加，即耐熔融损耗性低，所述编号16和23都使用TiAlN类型材料的涂层作为刚好在基材上的层得到的。该原因推测如下：因为上述由作为基础的CrN或TiN类型材料构成的涂层具有相对较好的粘附性，或者当测试片浸渍在铝合金的熔体中时，该涂层不会由于热冲击或由于其与基材之间的热膨胀差异导致剥离。
在最外层不按照本发明所提出的规定的比较测试片编号11、12、13和14以及基本涂层结构不同于本发明所使用基本涂层结构的传统测试片编号21、22和23的情况下，与铝的摩擦系数增加，从而导致了低的耐咬死性。尤其是在比较测试片13和14(含有CrN或TiAlN类型材料的涂层作为最外层)以及传统测试片编号22和23的情况下，在摩擦测试过程中，作为合作材料的铝遭受咬死，以致测试被停止。
至于涂层的耐破裂性，比较测试片编号11、12和13的涂层破裂，这是因为这些编号的最外层没有按照本发明所要求的规定的缘故，而比较测试片编号15和16的涂层破裂，是因为它们的刚好在基材上的层没有按照本发明所要求的规定的缘故。因此，耐破裂性比本发明获得的测试片的耐破裂性低。
图2、图3和图4是分别示出本发明测试片编号5、比较测试片编号12和传统测试片编号23的耐破裂性(洛氏硬度试验机中形成的凹痕附近的状态)评价结果的图。在图2所示的本发明测试片中没有观察到破裂(等级A)。在图3所示比较测试片的凹痕附近观察到破裂(等级C)，以及图4所示的传统测试片的凹痕附近也观察到破裂(等级D)。
实施例2
接着，制备用于压模铸造的销钉，所述销钉分别含有等于本发明测试片编号2、3和5以及传统测试片编号22的表面涂层结构，然后在实际的模子中评价它们的寿命。
首先，由作为基础的高速钢构成并具有表2所示的化学组成的韧性改善的材料在退火状态粗略地加工成类似于销钉形状的形状，然后在1080℃进行油急冷，再通过600℃回火热精炼成55HRC。然后，在与实施例1相同的条件下，将上述所获得的每一个销钉进行磨光加工和涂敷处理。在涂敷处理之前，没有进行表面硬化处理。在每一个这样获得的销钉中，在涂敷处理前后，离其基材最外表面25μm和500μm深度的硬度值都保持在上述热精炼硬度55HRC(＝595HV 0.2)。
表2
Figure A20051009140100151
上述制备的销钉具有图5所示的形状。通过使用熔融温度为700℃的铝合金AC4C，利用300t的压铸机进行浇铸。表3示出了各种销钉的寿命。
表3
Figure A20051009140100152
与传统销钉相比，根据本发明获得的销钉的模子寿命改善了2倍或更多倍。最终，本发明获得的销钉的寿命是由于出现咬死而终止。另一方面，传统销钉在其末端很早就遭受了咬死，然后，其寿命由于破裂而终止。证实了如上所述，本发明应用到用于压模铸造的销钉中，可以大大改善销的寿命。
本发明涉及与熔融金属接触的浇铸构件中，如用于压模铸造或浇铸的模子、销钉、用于注射机中的活塞环等。熔融金属(浇铸材料)并不限制于铝和铝合金，该浇铸构件也能够用于浇铸镁合金。例如，考虑到浇铸构件的涂层对于非铁金属具有优异的耐咬死性，因此本发明能够应用于用于锻造例如铝、镁以及它们的合金的模子或工具中。

Claims (8)

1.一种用于浇铸的构件，所述构件包含作为基材的热作模具钢或高速钢并且至少在其工作面上含有多个涂层，其中在这些涂层中的最外层主要由氮化物、氧氮化物或碳氮化物中的至少一种组成，所述氮化物、氧氮化物或碳氮化物主要由V构成，而含有主要由Cr构成的氮化物、氧氮化物或碳氮化物中至少一种的另一个涂层被形成为刚好在基材上的层。
2.如权利要求1所述的用于浇铸的构件，其中所述最外层的厚度为0.5～5.0μm，而所述刚好在基材上的层的厚度为0.5～3.0μm。
3.如权利要求1所述的用于浇铸的构件，其中在所述最外层和所述刚好在基材上的层之间的界面上存在中间层，而所述中间层主要由氮化物、氧氮化物或碳氮化物中的至少一种组成，所述氮化物、氧氮化物或碳氮化物主要由V和Cr构成。
4.如权利要求3所述的用于浇铸的构件，其中所述中间层的厚度为1.00μm或更小。
5.如权利要求1所述的用于浇铸的构件，其中每一个所述涂层都由物理气相沉积形成。
6.如权利要求1所述的用于浇铸的构件，其中在离用于被涂敷的最外表面25μm深度处的基材硬度比在离用于被涂敷的最外表面500μm深度处的硬度高100 HV 0.2或更多。
7.如权利要求3所述的用于浇铸的构件，其中每一个所述涂层都由物理气相沉积形成。
8.如权利要求3所述的用于浇铸的构件，其中在离用于被涂敷的最外表面25μm深度处的基材硬度比在离用于被涂敷的最外表面500μm深度处的硬度高100 HV 0.2或更多。
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