CN100529157C - 硬涂层,形成硬涂层用的靶和形成硬涂层的方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的是提供一种具有优异的硬度和润滑性的硬涂层。该目的通过提供这样一种硬涂层而实现，所述硬涂层包含(Al_1-aV_a)(C_1-XN_X)，其中0.27≤a≤0.75，并且0.3≤X≤1，其中a和X独立地表示原子比率。

Description

硬涂层，形成硬涂层用的靶和形成硬涂层的方法

技术领域

本发明涉及一种用于切削工具如铲、钻和端铣刀，锻模和夹具，以及诸如下料冲模的工具中的硬涂层；一种用于形成这种涂层的靶；以及一种沉积硬涂层的方法。

背景技术

切削工具通过在高速钢、硬质合金、金属陶瓷等的基材上形成TiN、TiCN、TiAlN等的硬涂层而具有耐磨性。特别是，在高速切削工具或例如硬化钢的硬化切削工具上形成硬涂层的情况下，TiAlN是有利的选择。随着近来切削工具所切削的材料的硬度的增加以及切削速度的提高，高度需要一种具有改善的耐磨性的硬涂层。例如，JP-A No.2003-71610公开了使用TiCrAlN代替TiAlN以提高涂层中具有岩盐结构的AlN的比例，从而在具有抗氧化性的同时提高涂层硬度。

然而，包含TiAlN或TiCrAlN的硬涂层，尽管提高了高温下的抗氧化性，但是润滑性不足。因此，其上形成有这样的硬涂层的切削工具在切削操作过程中经常遇到部分被加工件粘附在切削工具表面上的问题。夹具和工具如锻模和下料冲模也存在接触表面处摩擦阻力过度增加的问题，并且在锻造和挤压过程中有时出现加工材料烘焙在夹具和工具上的情况。

发明内容

本发明是考虑如上所述的情况而完成的，并且本发明的一个目的是提供一种具有优异的硬度和润滑性的硬涂层，以及相关技术。

根据本发明的一个方面，提供一种克服了上述情况的硬涂层。这种硬涂层是

(1)一种硬涂层，其包含(Al_1-aV_a)(C_1-XN_X)，其中

0.27≤a≤0.75，并且

0.3≤X≤1，

其中a和X独立地表示原子比率；或者

(2)一种硬涂层，其包含(A_1-a-b-cV_aSi_bB_c)(C_1-XN_X)，其中

0.1≤a≤0.75，

0＜b+c≤0.20，并且

0.3≤X≤1，

其中a、b、c和X独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，同时b和c中的一个可以为0。

硬涂层可以是多层硬涂层，并且这样的多层硬涂层可以大致分成以下两个实施方案。多层硬涂层的第一实施方案是通过重复沉积薄层制造的一种多层硬涂层，所述薄层包含选自Al、V、Si和B的至少一种元素的氮化物或碳氮化物。其周期性不超过80nm，并且平均组成满足上述(1)或(2)的组成，所述平均组成是通过将每一层的组成和厚度相乘，并且将乘积总和除以全部层的厚度而计算的。多层硬涂层的第二实施方案是通过重复沉积薄层(a)和(b)而制造的一种多层硬涂层，其中(a)包含TiAl的氮化物或碳氮化物的薄层和/或包含CrAl的氮化物或碳氮化物的薄层，并且(b)具有满足如上所述硬涂层的组成的薄层。其周期性不超过80nm。

硬涂层(包括多层硬涂层)优选具有NaCl-型晶体结构。本发明的硬涂层既有优异的硬度又有优异的润滑性。

硬涂层(包括多层硬涂层)可以是将一种涂层沉积在另一种涂层上(以下有时称作层压硬涂层)。在这样的层压硬涂层中，每个硬涂层与其相邻的硬涂层不同。

硬涂层(包括多层硬涂层和层压硬涂层)可以沉积在(1)不同的硬涂层或(2)金属层或合金层的一个或两个表面上(以下有时称作复合硬涂层)。

(1)不同硬涂层的实例包括：包含具有NaCl-型晶体结构的金属氮化物、金属碳酸盐或者金属碳氮化物的硬涂层。

(2)金属层或合金层的实例包括：选自元素周期表4A、5A和6A族的元素、Al和Si中的至少一种元素及其合金的层。

硬涂层(1)和(2)还可以含有Mo和/或W，即，这些涂层可以是

(3)一种硬涂层，其包含(Al_1-a-d-eV_aMo_dW_e)(C_1-XN_X)，其中

0.2≤a≤0.75，

0＜d+e≤0.3，并且

0.3≤X≤1，

其中a、d、e和X独立地表示原子比率，前提条件是d和e不同时为0，同时d和e中的一个可以为0，或者

(4)一种硬涂层，其包含(Al_1-a-b-c-d-eV_aSi_bB_cMo_dW_e)(C_1-XN_X)，其中

0.2≤a≤0.75，

0＜b+c≤0.20，

0＜d+e≤0.3，并且

0.3≤X≤1，

其中a、b、c、d、e和X独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0，并且d和e不同时为0，而d和e中的一个可以为0。

含有Mo和/或W的硬涂层当在600℃或更高的高温条件下用于切削工具时，在润滑性和耐久性方面特别优异。

硬涂层(1)和(2)还可以含有Zr和/或Hf，即，这些涂层可以是

(5)一种硬涂层，其包含(Al_1-a-f-gV_aHf_fZr_g)(C_1-XN_X)，其中

0.01≤a≤0.75，

0＜f+g≤0.5，并且

0.3≤X≤1，

其中a、f、g和X独立地表示原子比率，前提条件是f和g不同时为0，同时f和g中的一个可以为0，或者

(6)一种硬涂层，其包含(Al_1-a-b-c-f-gV_aSi_bB_cHf_fZr_g)(C_1-XN_X)，其中

0.01≤a≤0.75，

0＜b+c≤0.20，

0＜f+g≤0.5，并且

0.3≤X≤1，

其中a、b、c、f、g和X独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0，并且f和g不同时为0，而f和g中的一个可以为0。

含有Zr和/或Hr的硬涂层在600℃或更高的高温条件下在硬度方面特别优异。

硬涂层(3)至(6)可以优选具有NaCl-型晶体结构。

还优选的是一种层压硬涂层，其包含包括上述(1)或(2)的硬涂层的层(以下称作层A)以及包括通过选择Mo和W中的至少一种及C和N中的至少一种而获得的化合物的层(以下称作层B)。在这种情况下，层A和层B的厚度优选是这样的：层B的厚度≤层A的厚度≤200nm。

同样优选的是一种层压硬涂层，其包含包括上述(1)或(2)中任一个的硬涂层(以下称作层A)以及包括通过选择Zr和Hf中的至少一种及C和N中的至少一种而获得的化合物的层(以下称作层C)。在这种情况下，层A和层C的厚度优选是这样的：层C的厚度≤层A的厚度≤200nm。

根据本发明的另一方面，提供一种通过电弧离子电镀沉积的硬涂层。这种涂层是在含有相对于N和C总和为30至100原子％的N的气体中通过使用以下的靶而沉积的：包含(Al_1-aVa)的靶，其中0.27≤a≤0.75，其中a表示原子比率，或者包含(A_1-a-b-cV_aSi_bB_c)的靶，其中0.1≤a≤0.75并且0＜b+c≤0.20，其中a、b和c独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0。

根据本发明的再一方面，提供一种用于沉积硬涂层的靶。这种靶包含以下元素(i)至(iv)中的任何一种：

(i)Al和V，

(ii)Al、V和Si，

(iii)Al、V和B，和

(iv)Al、V、Si和B，

并且靶的相对密度不小于95％。

本发明还提供一种用于沉积硬涂层的靶，其包含

(Al_1-aV_a)，其中

0.27≤a≤0.75，

其中a表示原子比率，以及

一种用于沉积硬涂层的靶，其包含

(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)，其中

0.1≤a≤0.75，并且

0＜b+c≤0.20，

其中a、b和c独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0。

硬涂层可以用以下方法制造，例如，在用于离子化的成膜气氛中蒸发金属，并且促进成膜气体的等离子体化以及所述的用于沉积涂层的金属的离子化。

更具体地，在其中通过电弧放电蒸发和离子化构成靶的金属的电弧离子电镀中，形成在基本上垂直于靶的蒸发表面的方向上延伸的平行或发散的磁力线，并且通过这些用于沉积涂层的磁力线在目标件附近促进成膜气体的等离子体化。

在这个阶段，将要涂覆硬涂层的目标件的表面处的磁通密度不小于10高斯。另外，优选在靶和目标件之间形成磁场，使得磁力线与所述靶蒸发表面的法线之间形成的角度不超过±30°。

在本发明的硬涂层中，Al氮化物或Al碳氮化物硬涂层中的Al被适量的V代替，因此，它具有优异的硬度和润滑性。具有这样的硬涂层的切削工具的使用寿命会延长，并且具有这样的硬涂层的夹具和工具会较少卡住。

附图说明

本发明的实施方案将基于以下附图详细描述，其中：

图1是本发明制造方法中使用的制造装置的示意图。

图2是显示本发明制造方法中在目标件附近形成的磁力线的分布的示意图。

图3是显示本发明制造方法中在目标件附近形成的磁力线的分布的示意图。

图4是显示在常规电弧离子电镀中形成的磁力线的分布的示意图。

图5是本发明制造方法中使用的制造装置的示意图。

具体实施方式

本发明的发明人制备了各种硬涂层，并且在它们沉积在切削工具上时对这些涂层的晶体结构、硬度、表面摩擦阻力和耐久性进行评估，以找出一种比TiAlN和TiAlCN硬涂层(以下有时通称为TiAl-基硬涂层)更好的涂层。于是，本发明人发现，通过将V与Al组合代替Ti而制造的氮化物和碳氮化物(例如，VAlN和VAlCN，以下，VAlN和VAlCN有时通称为VAl-基硬涂层)具有优异的硬度和润滑性(表面摩擦阻力)。本发明基于这样的发现。

更具体地，当用V代替TiAl-基硬涂层的Ti而制造VAl-基硬涂层时，据信通过在目标件或被加工件与硬涂层之间边界处产生的摩擦热，优先形成V氧化物(V₂O₅等)，因为V是相对易氧化的，并且由于这种V氧化物相对较软而且熔点相对较低，据信在这样的边界处硬涂层的摩擦阻力变小。另外，在VAl-基硬涂层的情况下，只要保持NaCl-型晶体结构(也称作岩盐结构，立方晶系等)，硬度随着Al比例的增加而提高，并且当Al比例过分高时，NaCl-型晶体结构崩溃，产生六方晶系(也称作ZnS型等)并且涂层变软。在VAl-基硬涂层的情况下，在一个比TiAl-基硬涂层更宽的Al浓度范围内保持立方晶系，从而实现涂层硬度的显著改善。因此，VAl-基硬涂层同时拥有优异的硬度和优异的润滑性。

这样的VAl-基硬涂层可以表示为(Al_1-aV_a)(C_1-XN_X)，其中“a”和“X”独立地表示原子比率。“a”不小于0.27。当“a”太小时，Al的比例将过高，涂层将采取六方晶系结构，从而导致硬度下降(摩擦系数增加)。优选“a”不小于0.3，特别是不小于0.35。随着“a”值的增加，硬度和润滑性得以改善。但是，当“a”值过高时，在V减少的情况下使用Al产生的应变累积导致硬度下降和摩擦系数增加。因此，优选“a”不大于0.75，优选不大于0.6，更优选不大于0.5。

尽管“X”可以是1(即，硬涂层可以是氮化物)，但是涂层的润滑性随着“X”值的下降(即，“C”量的增加)而增加。可是，过低的“X”很可能导致不稳定的AlC化合物的形成。因此，优选“X”不小于0.3，优选不小于0.4，更优选0.5，并且最优选不小于0.6。

VAl-基硬涂层中还可以结合有Si和/或B。这样具有加入的Si和/或B的VAl-基硬涂层可以表示为(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)(C_1-XN_X)。应当注意的是，(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)(C_1-XN_X)不仅包括其中B形成碳氮化物的化合物，而且(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)(C_1-XN_X)通常是指包括其中B与Al、V和Si形成硼化物的那些的化合物。式中，“a”、“b”、“c”和“X”独立地表示原子比率。Si和/或B的加入导致VAl-基硬涂层中晶粒尺寸更小，从而提高硬度。目前尚未准确发现晶体粒度减小的机理。但是，据信晶粒生长受到了晶界中Si-N键和B-N键的形成的抑制。在加入有Si和/或B的VAl硬涂层中，“a”的值不小于0.1(优选不小于0.27，更优选不小于0.3，并且最优选不小于0.35)，并且不大于0.75(优选不大于0.6，并且更优选0.5)。Si和/或B的加入量(b+c)大于0，优选不小于0.01，并且更优选不小于0.05。应当注意的是，可以将Si和B中的任一个或者两个都加入到组合物中，并且“b”和“c”中的一个可以是0。但是，加入B比加入Si更有利，因为B形成B-N键，使涂层具有润滑性。因此，当需要改善润滑性时，推荐同时加入Si和B，或者加入B。另一方面，Si和/或B的过度加入导致VAl-基硬涂层的晶体结构转变为六方晶系，并且这可能导致硬度的损失。因此，Si和/或B的加入量(b+c)不大于0.20，优选不大于0.15，更优选不小于0.10，并且在这种情况下，“a”和“b+c”的总和的下限优选不小于0.4，特别是不小于0.5。

本发明的硬涂层不限于如上所述的具有均匀组成的硬涂层，并且本发明的硬涂层中还包括那些具有与VAl-基硬涂层等价的组成的硬涂层(包括加入有Si或B的VAl-基硬涂层，并且这种硬涂层也应用于下面中)，如将在下面描述的还结合有Mo和/或W的硬涂层，或者将在下面描述的结合有Zr和/或Hf的硬涂层，作为整个涂层。例如，通过以不大子约80nm的周期性重复沉积非常薄的层而制造的涂层(以下称作多层硬涂层)，当其平均组成落入VAl-基硬涂层(或者如将在下面描述的还结合有Mo和/或W或者Zr和/或Hf的硬涂层)的组成内时，也在本发明的硬涂层的范围内。因为在这样的多层硬涂层(以下有时称作第一种多层硬涂层)的情况下，构成这种涂层的每一层的由于层的厚度非常薄而丧失其独特性质，并且涂层作为一个整体显示出单层涂层的特性。这样的多层硬涂层的优点还在于，可以通过使用已知的靶(如AlN和AlVN)的组合制造涂层，而不需要制造与涂层组成匹配的特殊的靶。术语“平均组成”是指由存在于层压物中的原子数/单位面积的比例表示的组成，并且这种平均组成可以用例如如下所述的程序计算。关于包含层A和层B的层压物，其中层A包含(V_aSi_b)N(厚度，X nm)，层B包含(Al_cB_d)N(厚度，Y nm)，例如，构成层A和层B的化合物的每个晶胞的晶格常数(α)和分子数(Z)/10⁶nm²是通过X射线衍射测定的。层A和层B每层的组成是通过AES等计算的，而膜厚度是通过TEM等计算的。得到的数值用于计算层A的V原子数/单位面积(Vm)，使用的计算公式为10⁶X×Z×a/(α³)/(a+b)，以及用于计算层A中Si的Si原子数/单位面积(Sim)，使用的计算公式为10⁶X×Z×b/(α³)/(a+b)。类似地，确定层B中的Al和B原子数/单位面积[(Alm)和(Bm)]。将如此获得的原子数的数值用于计算原子数/单位面积的比例[在V的情况下，(Vm/(Vm+Sim+Alm+Bm))]，以确定平均组成。

周期性的上限优选为50nm，更优选30nm，并且最优选15nm。涂层的均匀性、硬度和润滑性均随着周期性的上限的减小而提高。对周期性不设下限。但是，随着周期性的减小，多层硬涂层与具有均匀组成的硬涂层之间的区别变得困难，因而下限可以设定在，例如约1nm(特别是，约3nm)。只要周期性在这样的范围内，则对构成层的厚度没有特别限制。但是，所述层可以在，例如不大于50nm、优选不大于30nm、更优选不大于10nm的范围内。

多层VAl-基硬涂层的层通常包含至少一种选自Al、V、Si和B的元素的氮化物和碳氮化物[以下，氮化物和碳氮化物可以一起称作(碳)氮化物]。优选(碳)氮化物的实例包括：Al-基(碳)氮化物如Al(CN)、AlSi(CN)、AlB(CN)和AlSiB(CN)，以及其中化合物中的(CN)是(N)的上述化合物；Si(CN)和B(CN)。对层的组合没有特别限制，其组合可以是，例如，含Al的(碳)氮化物如Al-基(碳)氮化物或AlV-基(碳)氮化物与不含Al的(碳)氮化物如V-基(碳)氮化物、Si(CN)或B(CN)的组合。组合的实例包括Al(CN)/V(CN)，Al(CN)/VSi(CN)，AlSi(CN)/V(CN)，AlSi(CN)/VB(CN)，AlB(CN)/V(CN)，AlB(CN)/VSi(CN)，AlSiB(CN)/V(CN)，AlV(CN)/Si(CN)，AlV(CN)/B(CN)，AlVSi(CN)/B(CN)，AlVB(CN)/Si(CN)和AlVSiB(CN)/AlV(CN)，上述示例性的组合中，(CN)部分可以是(N)。

多层硬涂层还可以是这样一种多层硬涂层，其包含至少一层与VAl-基硬涂层组成相同的硬涂层(包括加入有Si或B的硬涂层)，或者如将在下面描述的还结合有Mo和/或W的硬涂层，或者如将在下面描述的结合有Zr和/或Hf的硬涂层(包括加入了Si或B的那些硬涂层)；以及具有不明显削弱这种硬涂层性质的组成的剩余层(第二种多层硬涂层)。在这样的第二种多层硬涂层的情况下，整个涂层的性质是由硬涂层的性质决定的，因此具有优异的硬度和润滑性，并且这样的涂层也在本发明的硬涂层的范围内。

具有不明显削弱这种硬涂层性质的组成的剩余的层的实例包括含有TiAl的氮化物或碳氮化物的层，以及含有CrAl的氮化物或碳氮化物的层。这些层具有优异的抗氧化性，并且当将这样的层与硬涂层(VAl-基硬涂层或加入了Si和/或B的VAl-基硬涂层)层压时，得到的层压硬涂层拥有改善的抗氧化性。在这样的剩余层与硬涂层彼此层压时，对剩余层的数量没有限制，并且层压硬涂层可以包括一层或多层这样的剩余层。

其周期性的上限和下限以及每一层的上限和下限可以与第一种多层硬涂层相同。

典型地，硬涂层的厚度(当硬涂层包含多层时，各层的总厚度)不小于剩余层厚度的0.5倍(优选不小于0.8倍，并且最优选不小于1.0倍)，并且不大于剩余层厚度的2.0倍(优选不大于1.5倍)。当硬涂层相对于剩余层的比率更高时，硬层可能较少受到剩余层的影响。对硬层相对于剩余层的厚度的上限没有特别限制，更高的比例仅仅意味着这样的涂层将难以与具有均匀组成的硬涂层区分。但是，其上限可以是约10倍(特别是5倍，并且典型地约2倍)。

在VAl-基硬涂层(包括加入了Si和/或B的VAl-基硬涂层)的情况下，如上所述，熔点较低且较软的V氧化物通过摩擦而优先形成在被加工件(或者被切削件)之间边界处，据信这样改善了硬度和润滑性。但是，V氧化物的熔点约为600℃，并且在比可以导致涂层中V组分氧化的温度更高的温度条件下滑动，从而导致涂层易于退化。考虑到这样的情况，本发明的发明人注意到Mo和W形成的氧化物具有比V氧化物更高的熔点，并且通过将Mo和W与(AlV)和(AlVSiB)组分一起使用，成功地形成了熔点高于V氧化物熔点的氧化物[WO₂(熔点，1500℃)，WO₃(熔点，1470℃)，MoO₂(熔点，1100℃)和MoO₃(熔点，795至801℃)]。本发明人还发现，这样的硬涂层(以下称作其中结合有Mo和/或W的VAl-基硬涂层，或者简称为还含有Mo和/或W的硬涂层，并且这种其中结合有Mo和/或W的VAl-基硬涂层还可以另外含有Si和/或B)，即使在600℃或更高的温度条件下，也能够抑制氧化速度，并且还能够提高耐磨性和将摩擦系数抑制在较低水平。

当Mo和/或W的含量(原子比率)(即，如在如上所述的VAl-基硬涂层的情况下，当化合物表示为(Al_1-a-d-eV_aMo_dW_e)(C_1-XN_X)或(Al_1-a-b-c-d-eV_aSi_bB_cMo_dW_e)(C_1-XN_X)时，“d+e”的数值)典型地大于0，优选不小于0.05，并且更优选不小于0.1时，可以抑制摩擦系数并且可以改善耐磨性。但是，当这些元素以过高的含量结合时，硬涂层的晶体结构变得易于从坚硬的NaCl型结构转变成较软的六方晶型结构，从而降低了耐磨性。因此，这些元素的含量(“d+e”数值)适宜被控制到不大于0.3(优选不大于0.2)。

顺便提起，硬涂层中的VN和AlN(纯的和稳定的立方晶系结构)的晶格常数分别为0.414nm和0.412nm，同时ZrN和HfN的晶格常数分别为0.456nm和0.452nm，这些晶格常数大于VN和AlN的晶格常数。因此，在其中形成有诸如ZrN和HfN的化合物的硬涂层，所述的ZrN和HfN具有不同于VN和AlN的晶格常数，(以下称作还结合有Zr和/或Hf的VAl-基硬涂层，或者简称为还含有Zr和/或Hf的硬涂层，并且这种其中结合有Zr和/或Hf的VAl-基硬涂层还可以另外含有Si和/或B)，可以通过晶格变形促进硬化而提高硬度。

当Zr和/或Hf的含量(原子比率)(即，在如上所述的VAl-基硬涂层的情况下，当化合物表述为(Al_1-a-f-gV_aHf_fZr_g)(C_1-XN_X)或(Al_1-a-b-c-f-gV_aSi_bB_cHf_fZr_g)(C_1-XN_X)时的“f+g”值)典型地大于0，优选不小于0.1，并且更优选不小于0.2时，可以改善硬度和耐磨性。但是，当这些元素以过高的含量结合时，硬涂层的晶体结构变得更易于转变成六方晶系结构，从而降低了耐磨性。因此，这些元素适宜以不大于0.5(优选不大于0.4，并且不大于0.3)的含量结合。

在还含有Mo和/或W的硬涂层或者还含有Zr和/或Hf的硬涂层中，涂层可以具有类似于如上所述的VAl-基硬涂层(包括加入有Si或B的硬涂层)的V、Si、B、C和N的含量(即，上述化学式中的“a”、“b+c”和“X”值)。但是，Mo、W、Hf和Zr具有如上所述的改善耐磨性的效果，因此，V含量(“a”值)的下限可以低于VAl-基硬涂层或包括加入有Si或B的硬涂层的VAl-基硬涂层的“a”值下限。在还含有Mo和/或W的硬涂层中，V含量(“a”值)的下限可以是0.2(优选0.27，更优选0.3，并且最优选0.35)，并且在还含有Zr和/或Hf的硬涂层中，V含量的下限可以为0.01(优选0.2，更优选0.27，还更优选0.3，并且最优选0.35)。

可以将Mo和/或W或者Zr和/或Hf结合在硬涂层，其结合方式不仅可以通过制造在其内部含有这样的元素的单层硬涂层，而且还可以通过制造层压硬涂层来结合，所述层压硬涂层包含VAl-基硬涂层(包括加入有Si或B的硬涂层，并且以下称作层A)和由Mo和W中的至少一种与C和N中的至少一种制造的化合物的层(以下称作层B)，或者由Zr和Hf中的至少一种与C和N中的至少一种制造的化合物的层(以下称作层C)。

诸如Mo和/或W或者Hf和/或Zr的金属在硬度方面是不足的，并且以单质形式沉积这样的金属将导致整个层压硬膜的耐磨性的损失。因此，这些金属应当与C和/或N一起以碳氮化物-基化合物形式使用。但是，即使将诸如Mo和/或W或者Hf和/或Zr的金属结合在碳氮化物-基化合物中时，这样的化合物在硬度方面仍劣于VAl-基硬涂层(包括加入由Si或B的硬涂层)，因此，如果Mo、W、Hf或Zr的碳氮化物-基化合物的层比VAl-基硬涂层厚，则整个硬涂层的硬度和耐磨性将不足。所以，优选这样沉积层B和层C，使它们比层A薄。此外，优选将各层的厚度控制在不大于200nm(优选不大于50nm，更优选不大于20nm)，因为当各层厚度超过一定的水平时，制造层压涂层的优势丧失。

只要涂层具有令人满意水平的硬度和润滑性(摩擦系数)，本发明的硬涂层[VAl-基硬涂层(包括加入有Si或B的硬涂层)、还涂有Mo和/或W的VAl-基硬涂层(包括加入有Si或B的硬涂层)、还涂有Zr和/或Hf的VAl-基硬涂层(包括加入有Si或B的硬涂层)、多层硬涂层等]可以具有混合晶体结构，包括立方和六方晶系结构。随着立方晶体结构的比例增加，涂层的硬度将提高。

晶体结构是否为NaCl-型是由X射线衍射法确定的。更具体地，测量立方晶体的(111)、(200)和(220)表面的峰强度和六方晶体的(100)、(102)、(110)表面的峰强度，并且通过以下公式(1)计算立方晶体的比例。当如此计算的立方晶体的比例不小于0.7，优选不小于0.8，不小于0.9时，可以确定涂层的晶体结构为NaCl-型。在具有其中该比例小于0.7的混合晶体结构的涂层中，优选该比例不小于0.4，特别是不小于0.5。

$\frac{\mathrm{IB}\left(111\right)+\mathrm{IB}\left(200\right)+\mathrm{IB}\left(220\right)}{\mathrm{IB}\left(111\right)+\mathrm{IB}\left(200\right)+\mathrm{IB}\left(220\right)+\mathrm{IH}\left(100\right)+\mathrm{IH}\left(102\right)+\mathrm{IH}\left(110\right)}---\left(1\right)$

其中IB(111)、IB(200)和IB(220)分别表示立方晶体表面的峰强度，而IH(100)、IH(102)和IH(110)分别表示六方晶体表面的峰强度。

X射线衍射法是通过θ-2θ法进行的。立方晶体的X射线衍射法是使用CuKα源进行的，并且分别在例如约2θ＝37.78°、例如约2θ＝43.9°、例如约2θ＝63.8°，测量(111)表面、(200)表面和(220)表面的峰强度。六方晶体的X射线衍射法是使用CuKα源进行的，并且分别在，例如约2θ＝32°至33°、例如约2θ＝48°至50°、例如约2θ＝57°至58°，测量(100)表面、(102)表面和(110)表面的峰强度。

上述对于立方和六方晶体所示的峰位置是依照JCPDS卡中的那些峰位置。当晶体中包含Ti、V、Cr、Mo、Ta、W等时，晶体特别是六方晶体(ZnS-型晶体)的每个表面的峰位置，有时会偏离JCPDS卡中所示的值。在这种情况下，目标峰位置可以通过考虑与其它峰位置的关系或者与其它化合物的峰的关系而确定。

可以将不同于如上所述的硬涂层的另一硬涂层、金属层或者合金层沉积在硬涂层的至少一个表面上，从而制造复合硬涂层。

更精确地，不同于如上所述的硬涂层的硬涂层是具有NaCl-型晶体结构的金属氮化物、金属碳化物或者金属碳氮化物的硬涂层，其可以根据涂层的用途选择。典型的实例包括：Cr-基硬涂层，如Cr(CN)和CrAl(CN)，以及其中(CN)部分是(N)或(C)的那些硬涂层；Ti-基硬涂层，如Ti(CN)、TiAl(CN)和TiSi(CN)，以及其中(CN)部分是(N)或(C)的那些硬涂层；和TiCr-基硬涂层，如TiAlCr(CN)，以及其中(CN)部分是(N)或(C)的那些硬涂层。

更精确地，金属层或合金层是选自元素周期表中4A、5A和6A族的元素、Al和Si至少一种金属以及它们的合金的层，并且由于这样的层硬度低于本发明的硬涂层硬度，在插入硬涂层和目标件(特别是包含例如高速工具钢的铁-基基材，所述高速工具钢(例如SKH51或SKD)与硬涂层具有相对低的附着力)的该金属层或者合金层上形成硬涂层，改善了硬涂层与目标件之间的附着力。金属层或合金层典型地是包含Cr、Ti、Nb或Ti-Al的层。

硬涂层(包括层压硬涂层和复合硬涂层)可以根据用途沉积至适当选择的厚度。但是，优选其厚度不小于0.5μm(优选不小于1μm)并且不大于20μm(优选不大于15μm，并且更优选不大于10μm)。

其上沉积硬涂层的铁基材的实例包括包含高速工具钢(SKH51、SKD11、SKD61等)和硬质合金的那些。

硬涂层可以用本领域已知的方法形成，所述的方法例如物理气相沉积(PVD)或化学气相沉积(CVD)，考虑到附着力等，优选采用PVD，如溅射、真空沉积和离子电镀。优选通过气相沉积法，如溅射和离子电镀(特别是电弧离子电镀)，适当地形成硬涂层。

更具体地，VAl-基硬涂层或其中加入有Si和/或B的VAl-基硬涂层，可以通过气相沉积法制造，并且优选采用电弧离子电镀，在成膜气体存在下，使用以下靶(i)至(iv)制造：

(i)Al和V，

(ii)Al、V和Si，

(iii)Al、V和B，以及

(iv)Al、V、Si和B。

更具体地，

当将沉积包含(Al_1-aV_a)(C_1-XN_X)的硬涂层时，可以采用包含(Al_1-aV_a)的靶，其中0.27≤a≤0.75(其中a表示原子比率)，并且

当将沉积包含(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)(C_1-XN_X)的硬涂层时，可以采用包含(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)的靶，其中0.1≤a≤0.75，且0＜b+c≤0.20(其中a、b和c独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0)。

制造其中还结合有Mo和/或W或者Zr和/或Hf的硬涂层时使用的靶可以是还包含Mo和/或W或者Zr和/或Hf的上述(i)至(iv)中的靶。

本发明的发明人还研究了靶的性质，发现密度相对低的靶很可能与微孔相关联，并且靶的不均匀蒸发导致不均匀硬涂层的形成，而且低密度靶在涂层沉积过程中在靶的空隙部分经历局部和快速的消耗，而快的靶磨损速度导致靶的使用寿命缩短。本发明人还发现，靶中大部分的空隙导致靶强度降低以及裂缝等的产生。这种问题可以通过将靶的相对密度增加到不小于95％(优选不小于98％)的程度而得以解决。使用这样的靶还能够稳定蒸发中的放电状态或者通过电弧放电的构成靶的合金组分的离子化，从而能够制造良好的硬涂层。

所使用的相对密度是由下式确定的数值：[(采用的靶的1cm³的重量)/(具有纯组成的靶的密度(理论密度))×100]。理论密度可以使用本领域已知的方法计算。

对靶的制造方法没有特别限制。靶的制造法例如，在V混合机等中将具有适当调节过的组分比率和粒度的原料(V粉和Al粉)均匀混合以制造粉末混合物，并且通过冷等静压(CIP)、热等静压(HIP)、热挤出、超高压热压等方法由该混合物制造靶。

本发明的发明人还研究了用于通过电弧离子电镀沉积硬涂层的装置，并且发现，在常规AIP中使用的装置中，靶106放置在产生磁场的磁铁109和被加工件W之间，因而如图4示意性显示的，磁铁109产生的磁力线102基本上平行于接近靶蒸发表面的靶表面，并且磁力线102较少延伸到被加工件W的附近。因此，成膜气体的等离子体密度在靶附近高，而向着被加工件W方向降低。本发明人发现，当使产生的磁力线几乎垂直于靶的蒸发表面延伸时，可以有效地沉积硬涂层，并且放电产生的部分电子e将与气体中的N和/或C碰撞，从而便于N和/或C的等离子体化。更具体地，当磁铁或用于产生磁场的装置(本发明中也称作磁场产生装置)8或9，例如装备有线圈和线圈用电源的电磁铁，如图2和3所示地放置在靶6和被加工件W之间时，磁力线与靶6蒸发表面的法线形成的角度将不小于±30°(优选不小于20°)。同样，当磁通密度在靶附近和目标件附近增加到高于常规AIP设备的水平的时候，可以促进具有岩盐型晶体结构的AlN的产生，所述岩盐型晶体结构在标准温度和标准压力下处于非平衡状态，从而提高涂层的硬度。此外，可以促进通过蒸发形成的物质的等离子体化和气氛中N的等离子体化，从而便于由等离子体化的N形成高能粒子，并且本发明人相信，这促进了具有处于非平衡态的岩盐型结构的AlN的形成。

如图2所示的，磁场产生装置的位置可以位于靶6的上方和/或靶6的蒸发表面S的侧面，使得靶被磁场产生装置9围绕或夹在中间，或者如图3所示，磁场产生装置9可以位于靶的蒸发表面S与被加工件W之间。备选地，如图2所示，可以将室用作阳极，或者可以提供围绕靶外周前半部分的专用圆柱形阳极。

可以调节产生的磁场的密度，使得其上将要形成硬涂层的目标件表面的中心部分的磁通密度不小于10高斯(优选不小于30高斯)。

可以根据所需硬涂层的组成选择成膜气体，并且典型地使得N相对于N和C原子总量的比例不小于0.3％(优选不小于0.4％，更优选不小于0.6％，并且最优选不小于0.8％)。

可以根据目标件的种类适当地选择硬涂层沉积过程中的目标件的温度。当温度过低时，硬涂层的残余应力可能增加，并且作用于硬涂层的过多的残余应力可能对硬涂层与目标件的附着力有不利影响。因此，适宜将目标件的温度调节到不小于300℃，并且优选不小于400℃。尽管残余应力将随着目标件温度的升高而下降，但是过高的目标件温度将同时引起压缩应力的下降，而这可能对涂层改善目标件抗弯曲性的效果产生不利影响。这样的高温还可能导致目标件的变形。因此，适宜将目标件的温度调节到不大于800℃，并且优选不大于700℃。当目标件是HSS(高速工具钢)如SKH51或者热加工工具钢如SKD11或SKD61的基材时，优选在制造过程中保持基材的温度，使其不超过基材材料的回火温度，从而保持基材的机械性质。尽管可以根据基材物质选择回火温度，但是当将SKH51用于基材时，回火温度通常在550至570℃范围内，而当将SKD11用于基材时，为500至530℃。在这种情况下，优选选择制造基材的温度，使其低于这种回火温度，并且典型地，在不超过回火温度以下50℃的温度。

当在涂层形成过程中向目标件施加负电势时，可以有效地形成硬涂层。优选施加的偏压是负电压，其绝对值不小于10V，特别是不小于30V，因为较高的偏压导致较高的等离子体化成膜气体和金属离子的能量，并且便于具有立方晶体结构的硬涂层的形成。但是，偏压的增加有时与涂层沉积速度的急剧下降有关，因为涂层被等离子体化的成膜气体蚀刻。因此，优选将偏压保持在绝对值不大于200V、特别是不大于150V的负电压。当Al含量相对低时，即使偏压稍微低一些，如上所述的锁定也将有效，并且适合沉积具有立方晶体结构的硬涂层。

当制造包含多层硬涂层的层压物形式的硬涂层时，这样的层压涂层的制造方法可以是，例如，使用如图5所示的拥有多个靶6A和磁场产生装置8A的设备，并且通过如上所述的方法形成每一层。

实施例

采用下述方法评估以下实验实施例中获得的硬涂层的物理性质：

[硬涂层的组成]

采用EPMA确定组成。在这种方法中，还证实除金属元素和氮外的杂质的含量、氧的含量和碳的含量分别不超过5原子％。

[晶体结构分析中使用的条件]

使用Rigaku Electric制造的X射线衍射仪，通过θ-2θ法进行X射线衍射，来评估硬涂层的晶体结构。立方晶体的X射线衍射法是使用CuKα源进行的，并且分别在约2θ＝37.78°、约2θ＝43.9°和约2θ＝63.8°测量(111)表面、(200)表面和(220)表面的峰强度。六方晶体的X射线衍射法是使用CuKα源进行的，并且分别在约2θ＝32°至33°、约2θ＝48°至50°和约2θ＝57°至58°测量(100)表面、(102)表面和(110)表面的峰强度。将得到的值用于以下公式(1)中：

$\frac{\mathrm{IB}\left(111\right)+\mathrm{IB}\left(200\right)+\mathrm{IB}\left(220\right)}{\mathrm{IB}\left(111\right)+\mathrm{IB}\left(200\right)+\mathrm{IB}\left(220\right)+\mathrm{IH}\left(100\right)+\mathrm{IH}\left(102\right)+\mathrm{IH}\left(110\right)}---\left(1\right)$

其中IB(111)、IB(200)和IB(220)分别表示立方晶体表面的峰强度，而IH(100)、IH(102)和IH(110)分别表示六方晶体表面的峰强度。当计算值(表1中的“公式(1)的值”)不小于0.8时，确定涂层具有NaCl-型结构(表1中表示为“B”)；当该值为0时，确定涂层具有六方晶系结构(表1中表示为“H”)；而当该值大于0且小于0.8时，确定涂层具有混合结构(表1中表示为“B+H”)。

[硬度的测量]

硬度是用维氏显微硬度测试仪在0.25N的负载和15秒的保留时间下测量的。

[摩擦系数的测量]

将本发明的硬涂层用在滑动试验用测试盘(由SKD61制成；直径55mm；厚度5mm；一个表面被镜面磨光)的表面上，并且在以下试验条件下评估涂层的摩擦系数。

滑动试验条件

试验方法：盘上球

球：SUJ2(直径9.54mm)；硬度，HRC60

垂直负载：5N

滑动速度：1m/s

气氛温度：实验实施例1至4为500℃，实验实施例5至8为800℃。

滑动距离：1000m

[磨损宽度的观测]

将本发明的硬涂层沉积在硬质合金的端铣刀(直径10mm；2齿)上，在以下的条件A(实验实施例1至4)和以下条件B(实验实施例5至8)下切削成预定的切削长度，并且在光学显微镜下观察被硬涂层覆盖的端铣刀的尖端。

-条件A

被加工件：SKD61硬化钢(HRC50)

切削速度：220m/分钟

进料速度：0.06mm/齿

轴向切削深度：4.5mm

径向切削深度：1mm

其它(Misc.)：只向下切，干切，并且吹空气

切削长度：20m

-条件B

被加工件：SKD11(HRC60)

切削速度：150m/分钟

进料速度：0.04mm/齿

轴向切削深度：4.5mm

径向切削深度：0.2mm

其它：只向下切，干切，并且吹空气

切削长度：50m

[用于沉积硬涂层的设备]

在实验实施例1、2和4至6中使用图1示意性显示的AIP设备。图1中，1表示室，2表示电弧蒸发源，3表示载体，4表示偏压电源，6表示靶，7表示电弧电源，8表示用于产生磁场的装置(磁铁)，11表示气体出口，12表示气体进口，并且W表示目标件。

在实验实施例3、7和8中使用图5中示意性显示的AIP设备沉积硬涂层。图5的AIP设备是还包含以下部件的图1的AIP设备：电弧蒸发源2A、偏压电源4A、靶6A、电弧电源7A和磁场产生装置(磁铁)8A。

[目标件的种类]

在实验实施例中使用三种目标件。使用的目标件为：[1]硬质合金制成的铲(用于确定晶体结构和硬度)，[2]硬质合金制成的端铣刀(直径10mm；2齿)(用于测量磨损宽度)，和[3]滑动试验用盘(由SKD61制成；55mm(直径)×5mm(厚度)；一侧被镜面磨光；用于测量摩擦系数)。

实验实施例1

[硬涂层的形成]

使用的靶6是具有表1的“靶的组成比率(原子比率)”中所示组成的靶。

抽空室1，用加热器(未显示)将目标件加热到500℃。将具有表1中所示“成膜气体的组成比率(原子比率)”的组成的单种气体或混合气体从气体入口12供应到室1中，直至室1的压力达到2.66Pa。由偏压电源4向目标件施加20至100V的电压，使目标件W相对于地电压为负电压。然后通过电弧电源7开始电弧放电，蒸发和离子化靶6，以在目标件W表面上沉积3μm的硬涂层。

[硬涂层的物理性质]

对得到的硬涂层进行晶体结构、公式(1)的值、硬度、摩擦系数和磨损宽度评估。结果示于表1中。

与包含TiAlN(比较例1)、包含CrAlN(比较例2)和包含VN(比较例3)的常规涂层相比，本发明包含Al、V、C和N的硬涂层(实施例1至14)都具有较优的硬度、较低的摩擦系数和较窄的磨损宽度。本发明范围外的涂层(比较例4至8)的晶体结构中含有六方晶系结构，并且这些涂层或在硬度、摩擦系数或磨损宽度方面次于常规硬涂层(比较例1至3)。使用含有C的成膜气体而沉积的涂层(实施例10至14)与使用不含C的成膜气体制备的涂层(实施例5)相比，摩擦阻力较劣而润滑性较优。

实验实施例2

[硬涂层的形成]

重复实验实施例1的程序进行实验，不同之处在于使用的靶6是具有表2中所示“靶的组成比率(原子比率)”的组成的靶。

[硬涂层的物理性质]

评估得到的硬涂层的晶体结构、公式(1)的值、硬度、摩擦系数和磨损宽度。结果示于表2中。

与包含TiAlN(比较例1)和CrAlN(比较例2)的常规涂层相比，本发明的硬涂层(实施例15至33)均具有较优的硬度、较低的摩擦系数和较窄的磨损宽度。还包含Si和B的硬涂层(实施例16至33)具有与本发明不含Si或B的硬涂层(实施例15)相等或更优的性质。但是，本发明范围外的涂层(比较例9至11)在它们的晶体结构中含有ZnS结构，并且具有与常规硬涂层(比较例1和2)相比相等或较劣的硬度和磨损宽度。

实验实施例3

[硬涂层的形成]

使用的设备是图5中示意性显示的设备。使用的靶2是具有表3中“层A(上排)”的“靶的组成比率(原子比率)”中所示组成的靶，并且使用的靶2A具有表3中“层B(下排)”的“靶的组成比率(原子比率)”中所示的组成。实施例39和41的涂层是在不使用靶2的情况下沉积的。

-实施例34至38和40的硬涂层的形成：

抽空室1，用加热器(未显示)将目标件加热到500℃。将具有表3中所示“成膜气体的组成比率(原子比率)”的组成的单种气体或混合气体从气体入口12供应到室1，直至室1的压力达到2.66Pa。然后由电弧电源7开始电弧放电，从而蒸发和离子化靶6，并且由偏压电源4向目标件施加20至100V的电压，使目标件W相对于地电压为负电压，从而在目标件表面上沉积具有表3中所示厚度的层A。此时通过电弧电源7A再次开始电弧放电，以蒸发和离子化靶6A，并且由偏压电源4向目标件施加20至100V的电压，使目标件W相对于地电压为负电压，从而在其上已经沉积了层A的目标件W表面上沉积具有表3中所示厚度的层B。将如上所述的程序重复表3的“沉积数”中所示的次数，制造出包含层压物的硬涂层。

-实施例39和41的硬涂层的形成：

使用在其表面上有表3的“层A”的硬涂层的目标件，并且用加热器(未显示)将目标件W加热到500℃。将具有表3中所示“成膜气体的组成比率(原子比率)”的组成的单种气体或混合气体从气体入口12供应到室1，直至室1的压力达到2.66Pa。此时通过电弧电源7A再次开始电弧放电，以蒸发和离子化靶6A，并且由偏压电源4向目标件W施加20至100V的电压，使目标件W相对于地电压为负电压，从而在目标件W表面上沉积具有表3中所示厚度的层B。

[硬涂层的评估]

对得到的硬涂层评估它们的晶体结构、公式(1)的值、硬度、摩擦系数和磨损宽度。结果示于表3中。

与包含TiAlN(比较例1)和CrAlN(比较例2)的常规涂层相比，本发明具有层压结构的硬涂层(实施例34至41)都具有较优的硬度、较低的摩擦系数和较窄的磨损宽度。

实验实施例4

在V混合器中混合V、Al、Si和B粉末(每种粉末的粒度都不大于100目)，得到表4所示的组成。将得到的粉末分别在烧结(在还原气氛中并且烧结温度为550℃)、HIP(10,000atm，480℃)和热铸(加热后温度，450℃)的条件下制成靶。将靶放置在图1所示的AIP设备中，并且在目标件W表面上沉积硬涂层。观察目标件W的放电情况和形成的涂层。结果示于表4中。实施例42和43使用的成膜气体是100％氮气，而实施例44和45使用的是氮气和甲烷的混合气体(氮气∶甲烷＝80∶20(原子比率))。

使用相对密度小于95％的靶沉积硬涂层(比较例14和15)的尝试是失败的，而当使用相对密度等于或大于95％的靶时(实施例42至45)，可以沉积硬涂层。

实验实施例5

[硬涂层的形成]

重复实验实施例1的程序进行实验，不同之处在于使用的靶6是具有表5中所示“靶的组成比率(原子比率)”的组成的靶。

[硬涂层的物理性质]

对得到的硬涂层评估它们的晶体结构、公式(1)的值、硬度、摩擦系数和磨损宽度。结果示于表5中。

实施例47至59的硬涂层与本发明含有W和/或Mo的硬涂层的结果一致，并且用于比较目的而显示的是本发明不含W或Mo的硬涂层(实施例46)和常规的硬涂层(比较例1和2)。在800℃的滑动条件下，含有Mo和/或W的硬涂层(实施例47至59)在硬度、摩擦系数和磨损宽度所有方面均优于常规的硬涂层。特别是在V含量为0.27或更高的硬涂层的情况下(实施例47至52和54至56)，与实施例46的硬涂层相比，通过在硬涂层中结合W和/或Mo，可以改善硬度、摩擦系数和磨损宽度所有方面。但是，当W和Mo的总含量为0.39或更高时，由于出现了六方晶系结构型的晶体结构，发现硬度下降并且磨损宽度增加(比较例16)。

实验实施例6

[硬涂层的形成]

重复实验实施例1的程序进行实验，不同之处在于使用的靶6是具有表6中所示“靶的组成比率(原子比率)”的组成的靶。

[硬涂层的物理性质]

对得到的硬涂层评估它们的晶体结构、公式(1)的值、硬度、摩擦系数和磨损宽度。结果示于表6中。

实施例60至75的硬涂层与含有Zr和/或Hf的本发明的硬涂层的结果一致，并且用于比较目的而显示的是本发明不含Zr或Hf的硬涂层(实施例46)和常规的硬涂层(比较例1和2)。在800℃的滑动条件下，实施例60至75的硬涂层在硬度、摩擦系数和磨损宽度所有方面均优于常规的硬涂层。在实施例60至75的硬涂层中，通过结合Zr或Hf，可以在摩擦系数没有明显改变的情况下比实施例46增加硬度并且减小磨损宽度。但是，当这样的元素(Zr和Hf)的总含量为0.45或更高时，由于六方晶系结构型的晶体结构的出现而开始发生硬度的下降和磨损宽度的增加(实施例64和65)。尽管当这样的下降与实施例64和65类似时，硬度和磨损宽度将不次于常规的硬涂层(比较例1和2)，但是Zr和Hf总含量的增加将引起硬度的显著下降以及磨损宽度的显著增加。

实验实施例7

[硬涂层的形成]

使用的设备是图5中示意性显示的设备。在实施例77至87中，使用的靶2是具有表7中“层A(上排)”的“靶的组成比率(原子比率)”中所示的组成的靶，使用的靶2A是具有表7中“层B(下排)”的“靶的组成比率(原子比率)”中所示的组成的靶，并且使用这些靶沉积硬涂层。实施例76的涂层是在不使用靶2的情况下沉积的。除此之外，重复实验实施例3的程序。

[硬涂层的评估]

对得到的硬涂层评估它们的硬度、摩擦系数和磨损宽度。结果示于表7中。

本发明的层压硬涂层(实施例77至87)与常规的硬涂层(比较例1和2)相比，都具有较优的硬度、较低的摩擦系数和较窄的磨损宽度。通过沉积层压硬涂层(实验实施例77至83)，还可以实现超过单层硬涂层(实施例46)的摩擦系数和磨损宽度的减小。实施例76的单层硬涂层和实施例84至87的层压硬涂层的结果还显示，本发明的实施方案对于含有Si的硬涂层是完全有效的。

实验实施例8

[硬涂层的形成]

使用的设备是图5中示意性显示的设备。在实施例88至98中，使用的靶2是具有表8中“层A(上排)”的“靶的组成比率(原子比率)”中所示的组成的靶，使用的靶2A是具有表8中“层B(下排)”的“靶的组成比率(原子比率)”中所示的组成的靶，并且使用这些靶沉积硬涂层。除此之外，重复实验实施例3的程序。

[硬涂层的评估]

对得到的硬涂层评估它们的硬度、摩擦系数和磨损宽度。结果示于表8中。

本发明的层压硬涂层(实施例88至98)与常规的硬涂层(比较例1和2)相比，都具有较优的硬度、较低的摩擦系数和较窄的磨损宽度。在层压硬涂层的情况下(试验实施例87至93)，可以在将摩擦系数基本上保持在与单层硬涂层(实施例46)相同的水平的同时，实现硬度的提高和磨损宽度的减小。本发明的实施方案对于含有Si的硬涂层也是完全有效的(实施例95至98)。

本发明的硬涂层具有极好的硬度和润滑性，因此可以用于切削工具(铲、钻和端铣刀等)以及夹具和工具(锻模(forging dye)，下料冲模等)，而且可用于各种汽车滑动元件中。

上述发明已经按照优选实施方案进行了描述。但是，本领域中的技术人员将认识到，这样的实施方案存在许多变体。这样的变体也在本发明和后附权利要求的范围内。

Claims (18)

1、一种硬涂层，其包含(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)(C_1-XN_X)，其中

0.1≤a≤0.75，

0＜b+c≤0.20，并且

0.3≤X≤1，

其中a、b、c和X独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0。

2、一种多层硬涂层，其是通过重复沉积薄层制造的，所述的薄层包含选自Al、V、Si和B中的至少一种元素的氮化物或碳氮化物，其中

周期性为不大于80nm，并且

平均组成满足权利要求1或2的组成。

3、一种多层硬涂层，其中所述的涂层是通过重复沉积以下而制造的：

(1)包含TiAl的氮化物或碳氮化物的薄层和/或包含CrAl的氮化物或碳氮化物的薄层，和

(2)平均组成满足权利要求1或2的组成的薄层，其中

周期性为不大于80nm。

4、根据权利要求1至3任何一项的硬涂层，其中所述硬涂层具有NaCl-型晶体结构。

5、一种层压硬涂层，其包含多层权利要求1至4任何一项的硬涂层，其中每个硬涂层与其相邻的硬涂层不同。

6、一种复合硬涂层，其中在权利要求1至5中任何一项的硬涂层的至少一个表面上沉积有：

(1)不同于权利要求1至5中任何一项的硬涂层的硬涂层，该硬涂层包含具有NaCl-型晶体结构的金属氮化物、金属碳酸盐或金属碳氮化物，或者

(2)选自元素周期表中4A、5A和6A族元素、Al和Si的至少一种金属及其合金的层。

7、一种硬涂层，其包含(Al_1-a-b-c-d-eV_aSi_bB_cMo_dW_e)(C_1-XN_X)，其中

0.2≤a≤0.75，

0＜b+c≤0.20，

0＜d+e≤0.3，并且

0.3≤X≤1，

其中a、b、c、d、e和X独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0，并且d和e不同时为0，而d和e中的一个可以为0。

8、一种硬涂层，其包含(Al_1-a-b-c-f-gV_aSi_bB_cHf_fZr_g)(C_1-XN_X)，其中

0.01≤a≤0.75，

0＜b+c≤0.20，

0＜f+g≤0.5，并且

0.3≤X≤1，

其中a、b、c、f、g和X独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0，并且f和g不同时为0，而f和g中的一个可以为0。

9、根据权利要求7至8任何一项的硬涂层，其中所述的硬涂层具有NaCl-型晶体结构。

10、一种层压硬涂层，其包含

包含权利要求1的硬涂层的层(以下称作层A)，和

包含通过选择Mo和W中的至少一种以及C和N中的至少一种而获得的化合物的层(以下称作层B)。

11、根据权利要求10的硬涂层，其中所述的层A和所述的层B的厚度是这样的：层B的厚度≤层A的厚度≤200nm。

12、一种层压硬涂层，其包含

包含权利要求1的硬涂层的层(以下称作层A)，和

包含通过选择Zr和Hf中的至少一种以及C和N中的至少一种而获得的化合物的层(以下称作层C)。

13、根据权利要求12的硬涂层，其中所述的层A和所述的层C的厚度是这样的：层C的厚度≤层A的厚度≤200nm。

14、一种用于沉积硬涂层的靶，其包含(Al_1-a-b-cV_aSi_bB_c)，其中

0.1≤a≤0.75，并且

0＜b+c≤0.20，

其中a、b和c独立地表示原子比率，前提条件是b和c不同时为0，而b和c中的一个可以为0。

15、一种用于沉积权利要求1至13任何一项的硬涂层的方法，该方法包括在用于离子化的成膜气氛中蒸发金属，并且促进成膜气体的等离子体化以及用于沉积涂层的所述金属的离子化的步骤。

16、根据权利要求15的用于沉积硬涂层的方法，其中膜的形成是通过电弧离子电镀进行的，其中通过电弧放电蒸发和离子化构成靶的金属，形成在基本上垂直于靶的蒸发表面的方向上延伸的平行或发散的磁力线，并且通过这些用于沉积硬涂层的磁力线在目标件附近促进成膜气体的等离子体化。

17、根据权利要求15或16的用于沉积硬涂层的方法，其中在将要涂覆硬涂层的目标件的表面处的磁通密度不小于10高斯。

18、根据权利要求15至16任何一项的用于沉积硬涂层的方法，其中在靶和目标件之间形成磁场，使得磁力线与所述的靶蒸发表面的法线之间形成的角度不超过±30°。

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