CN105220111A - 高温低摩擦涂层及其方法 - Google Patents

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Abstract

所公开的是在高温下具有优异的低摩擦性的涂层和形成该涂层的方法。高温低摩擦涂层可改善涡轮增压器的涡轮叶轮和在发动机排气系统中在高温下滑动的部件的耐热性、耐疲劳性、低摩擦性和胶着性，改善涡轮滞后，并改善发动机排气系统中的高温部件的耐久性。高温低摩擦涂层包括：CrN粘合层110，其布置在硝化基材100上；TiAlCrYN纳米多层支撑层120，其布置在CrN粘合层110上以实现涂层的耐热性、耐疲劳性、耐磨损性和韧性；以及TiAlCrYCN纳米多层功能层130，其布置在TiAlCrYN纳米多层支撑层120上以实现涂层的耐热性、耐氧化性、胶着性、韧性和低摩擦性。

Description

高温低摩擦涂层及其方法
相关申请的交叉引用
本申请根据35U.S.C.§119要求于2014年7月3日向韩国知识产权局提交的韩国专利申请第10-2014-82831号的优先权，其公开内容整体地并入本文以作参考。
技术领域
本发明涉及在高温下具有低摩擦的涂层和形成该涂层的方法。通过在基材上涂覆CrN粘合层、在CrN粘合层上涂覆TiAlCrYN纳米多层支撑层和在TiAlCrYN纳米多层支撑层上涂覆TiAlCrYCN纳米多层功能层，涂层可改善诸如涡轮增压器和涡轮叶轮或铝压铸模的高温滑动部件的耐热性、耐疲劳性、低摩擦性和胶着性(seizureresistance)。
背景技术
当前车辆工业进行着各种环境友好型车辆的开发，并且目的在于安装涡轮增压器和排气再循环(EGR)，以通过增加排气温度来提高发动机的燃烧效率，并且通过减少NOx和精简发动机(downsizing)，以在2020年之前将二氧化碳量减少至约50g/km或减少约35％至50％。
涡轮增压器(将排气再循环用于驱动功率的装置)是用于通过供应高密度压缩空气到汽缸中来提高燃料效率并且减小发动机重量或尺寸从而提高发动机性能的部件。涡轮的部件可能需要耐受高温热量和高压，因为它们经常暴露于在约800℃至1050℃温度的高温排气。
具体地，可以通过降低涡轮增压器的涡轮叶轮的50％重量来提高发动机的效率，由于通过迅速增加涡轮叶轮的扭矩而实现的早期变速，涡轮迟滞(turbo-lag)可以改善约30％或更大，因此以更高档位接合的操作时间能够延长。
基于TiAl的材料已经用于涂层以减轻涡轮叶轮的重量，但它们的耐热性、耐裂性、高温耐疲劳性和韧性是不充分的。因此，已经要求增加涡轮叶轮的厚度并且降低排气温度以便补偿这些属性。
汽车制造商已大幅使用铝制部件来减轻重量，从而提高涉及燃料效率改善和排气法规的竞争力。因此，已经经常使用铝压铸模，但由于包括连续高负荷和强冲击的苛刻条件，铝压铸模可能需要在高水平性能上有所改进。然而，它们的寿命可能受模具材料、模具设计、作业条件和热处理及模具表面处理影响。另外，可能因热冲击、胶着(seizure)而导致热裂形成并发展，可能因熔融铝引起磨损，并且可能因在高温作业而引起材料和涂层的热软化，导致铝压铸模的硬度和性质可能降低。
因此，开发具有用于模具的改善的胶着性、耐磨损性、低摩擦性、耐热性和抗氧化性的涂层已经在积极进展。例如，可以使用基于钛(Ti)和铬(Cr)的氮化物或碳化物，具体地，氮化钛铝(TiAlN)或氮化铬铝(AlCrN)已被用于现有技术中的这些铝压铸模的涂层。
然而TiAlN(氮化钛铝)的耐热性不足以用于暴露于最高约750℃温度的高温环境的铝压铸模的涂层，并且当暴露于这种高温环境时，其它性质变差，因此热稳定性可能变差。
AlCrN(氮化铬铝)的胶着性可能不足，导致诸如熔融铝的熔融合金可能容易附着到模具表面，模具的寿命可能会下降，并且模塑产品的质量可能会下降。
用于提高燃烧效率的EGR包括扁平阀、轴、衬套(bush)、垫圈和壳体，其中扁平阀和衬套或垫圈和衬套可在高温滑动。相应地，由于高温下垫圈或扁平阀与衬套的胶着和磨损，扁平阀可能难以打开/关闭，并且诸如噪声和输出的质量可能因扁平阀的磨损而恶化。
Inconel713C或SUS420J2可以是在现有技术中EGR部件的材料，但它可能缺乏高温硬度，因此它容易受到磨损。CrN涂层已被用于解决这些问题，但它可能在约500℃或更高的温度下不具有足够的耐热性，导致硬度降低，并且因摩擦和磨损引起胶着，从而加速磨损。
另外，TiAlN涂层可能无法满足复合需求特性，诸如在约700℃的耐热性、耐磨损性、胶着性以及低摩擦。
发明内容
在优选的方面，本发明提供了高温低摩擦涂层，其可通过改变用于涡轮叶轮的材料质量来改善涡轮迟滞(turbo-lag)并改善在发动机排气系统中在高温下运转的部件的耐久性。高温低摩擦涂层可通过将涂层应用到涡轮增压器的涡轮叶轮和在发动机排气系统中在高温下滑动的部件，来改善耐热性、耐疲劳性、低摩擦性和胶着性。具体地，涂层可包括：在基材上的CrN粘合层、在CrN粘合层上的TiAlCrYN纳米多层支撑层和在TiAlCrYN纳米多层支撑层上的TiAlCrYCN纳米多层功能层。本发明还提供形成涂层的方法。
在示例性实施方式中，高温低摩擦涂层可包括：CrN粘合层，其布置在硝化基材上以改善涂层的密着性(close-contactability)；TiAlCrYN纳米多层支撑层，其布置在CrN粘合层上以实现涂层的耐热性、耐疲劳性、耐磨性和韧性；和TiAlCrYCN纳米多层功能层，其布置在TiAlCrYN纳米多层支撑层上以实现涂层的耐热性、耐氧化性、胶着性、韧性和低摩擦性。
具体地，TiAlCrYN纳米多层支撑层120的厚度可以在约0.5μm至10μm的范围内，TiAlCrYCN纳米多层功能层130的厚度可以在约0.5μm至10μm的范围内。
基于TiAlCrYCN纳米多层功能层130的全部原子，在TiAlCrYCN纳米多层功能层130中的钇和碳(YC)含量可以在约2at.％至30at.％的范围内。
在TiAlCrYN纳米多层支撑层120中的钛、铝和铬的原子比(Ti：Al：Cr)可以是约1：1：1。
在示例性实施方式中，形成高温低摩擦涂层的方法可包括如下步骤：在腔室内部施加真空，通过注入氩气生成氩离子的等离子态，然后通过使氩阳离子撞击硝化基材的表面而清洁和活化基材的表面；将氮气(N2)注入到腔室中以供给N离子，然后通过使用供给Cr离子的Cr靶在基材表面上形成CrN粘合层；通过使用供给TiAl离子的TiAl靶、供给Cr离子的Cr靶和供给Y离子的Y靶，在CrN粘合层上形成TiAlCrYN纳米多层支撑层；以及进一步将乙炔气体(C2H2)注入到腔室中以供给C离子，然后通过使用供给TiAl离子的TiAl靶、供给Cr离子的Cr靶和供给Y离子的Y靶，在TiAlCrYN纳米多层支撑层上形成TiAlCrYCN纳米多层功能层。
在TiAlCrYN纳米多层支撑层的形成过程中，TiAlCrYN纳米多层支撑层可以以约0.5μm至10μm的厚度形成；在TiAlCrYCN纳米多层功能层的形成中，TiAlCrYCN纳米多层功能层可以以约0.5μm至10μm的厚度形成。
在TiAlCrYCN纳米多层功能层的形成过程中，基于TiAlCrYCN纳米多层功能层130的全部原子，在TiAlCrYCN纳米多层功能层中的YC含量可以是约2at.％至30at.％。
在TiAlCrYN纳米多层支撑层120的形成过程中，在TiAlCrYN纳米多层支撑层120中的Ti：Al：Cr原子比可以是约1：1：1。
根据本发明的各示例性实施方式，高温低摩擦涂层可具有改善的高温稳定性、高温胶着性和高温耐摩擦磨损性，以使得磨损量可减少，并且在高温下滑动的部件(诸如涡轮增压器的涡轮叶轮)、高温部件、在发动机和排气系统中在高温下滑动的部件、铝压铸模和热冲压模的寿命可增加。
因此，可改善涡轮迟滞，因为可以降低诸如涡轮叶轮的重量。此外，本发明的涂层可应用到隔热屏(heatshield)、叶片上环(vaneupperring)、笼(cage)、螺柱、内杆(insidelever)、辊间隔件以及螺栓(其由涡轮增压器的高温高成本材料制成)，并改善它们的性质。另外，高温模具的寿命可以得到提高。
应理解的是，本文提及的“涂层”本身可包括多层，例如如上讨论的，低摩擦涂层可包括1)CrN粘合层，2)TiAlCrYN纳米多层支撑层，以及3)TiAlCrYCN纳米多层功能层。
进一步提供的是包含本文公开的本发明涂层的部件，如涡轮叶轮、涡轮增压器或铝压铸模。
进一步提供的是包括机动车辆的车辆，其包括含有本文公开的本发明涂层的部件。
本发明的其它方面在下文中讨论。
附图说明
图1示出根据本发明示例性实施方式的包括基材、CrN粘合层、TiAlCrYN纳米多层支撑层和TiAlCrYCN纳米多层功能层的示例性涂层的横截面视图。
图2示出用于形成根据本发明示例性实施方式的示例性涂层的物理气相沉积(PVD)设备的示例性构造。
图3至图5示出根据本发明示例性实施方式的示例性样本的照片视图。
图6至图8示出根据本发明示例性实施方式的示例性样本的高温胶着试验结果的照片视图。
具体实施方式
在本说明书和权利要求书中使用的术语和词不应该解读为限制于通常的含义或词典定义，而是应该解读为基于发明者能够适当定义术语的概念从而最适当地描述他或她知晓的最佳方法的原则具有与本发明的技术范围相关的含义和概念。
本文使用的术语仅出于说明具体实施方式的目的，而不是意在限制本发明。如本文所使用的，单数形式“一个、一种、该”也意在包括复数形式，除非上下文中另外明确指明。还应当理解的是，在说明书中使用的术语“包括、包含、含有”是指存在所述特征、整数、步骤、操作、元素和/或部件，但是不排除存在或添加一个或多个其他特征、整数、步骤、操作、元素、部件和/或其群组。如本文所使用的，术语“和/或”包括一个或多个相关所列项的任何和所有结合。
除非具体指出或从上下文明显得到，否则本文使用的术语“约”应理解为在本领域的正常容许范围内，例如在均值的2个标准差内。“约”可以理解为在所述值的10％、9％、8％、7％、6％、5％、4％、3％、2％、1％、0.5％、0.1％、0.05％或0.01％内。除非另外从上下文明显得到，否则本文中提供的所有数值都被术语“约”修饰。
应理解，本文使用的术语“车辆”或“车辆的”或其他类似术语包括通常的机动车，例如，包括多功能运动车(SUV)、公共汽车、卡车、各种商务车的客车，包括各种船只和船舶的水运工具，飞行器等等，并且包括混合动力车、电动车、插入式混合电动车、氢动力车和其他代用燃料车(例如，来源于石油以外的资源的燃料)。本文中提到的混合动力车是具有两种或更多种动力来源的车辆，例如具有汽油动力和电动力的车辆。
本发明将在下文中详细描述。
本发明涉及高温低摩擦涂层和形成该涂层的方法。在一个方面，本发明提供了用于改进例如涡轮增压器的涡轮叶轮和在车辆发动机的排气系统中在高温下滑动的部件的耐热性、耐疲劳性、低摩擦性和胶着性的高温低摩擦涂层。
图1示出包括硝化基材100、CrN粘合层110、TiAlCrYN纳米多层支撑层120和TiAlCrYCN纳米多层功能层130的示例性涂层的横截面视图。在示例性实施方式中，本发明的高温低摩擦涂层可包括：CrN粘合层110，其布置在硝化基材100上以改善涂层的密着性；TiAlCrYN纳米多层支撑层120，其布置在CrN粘合层110上以实现涂层的耐热性、耐疲劳性、耐磨性和韧性；以及TiAlCrYCN纳米多层功能层130，其布置在TiAlCrYN纳米多层支撑层120上以实现涂层的耐热性、耐氧化性、胶着性、韧性和低摩擦性。
(1)CrN粘合层110
如本文所使用的CrN粘合层110可以提高基材110与TiAlCrYN纳米多层支撑层120之间的粘合力。CrN粘合层110还可以减少并调节涂层中的残余应力，并改善韧性、耐疲劳性和耐冲击性。
(2)TiAlCrYN纳米多层支撑层120
如本文中所使用的TiAlCrYN纳米多层支撑层120可对涂层提供改善的耐热性、耐疲劳性、耐磨损性、胶着性和韧性。具体地，当涂层暴露于高温时，钇(Y)可以最初渗透到涂层的基底中，并通过用作扩散阻挡层而防止其它组分渗透，以使得涂层的胶着性和韧性可以得到改善。
TiAlCrYN纳米多层支撑层120的厚度可以在约0.5μm至10μm的范围内。当TiAlCrYN纳米多层支撑层120的厚度小于约0.5μm时，它可能易受局部负荷影响，导致当负荷被施加到涂层时，该涂层会分离。相反，当TiAlCrYN纳米多层支撑层120的厚度大于约10μm时，涂层的内部压力可能增加，导致涂层的韧性、硬度和杨氏模量可能降低，并且处理时间可能显著增加，从而降低经济效率。
TiAlCrYN纳米多层支撑层120中的Ti：Al：Cr原子比可以是约1：1：1。
TiAlCrYN纳米多层支撑层120可以是通过交替地重叠TiAlN纳米层和CrYN纳米层而形成的多纳米层结构。
(3)TiAlCrYCN纳米多层功能层130
如本文所用的TiAlCrYCN纳米多层功能层130可对涂层提供改善的耐热性、耐氧化性、胶着性、韧性和低摩擦性。如上所述，当涂层暴露于高温时，钇(Y)可以最初渗透到涂层的基底中，并通过用作扩散阻挡层而防止其它组分渗透，从而可以改善涂层的胶着性和韧性。此外，碳(C)可以与钇(Y)一起改善胶着性、耐化学性、低摩擦性和耐磨损性。
TiAlCrYCN纳米多层功能层130的厚度可以在约0.5μm至10μm的范围内。当TiAlCrYCN纳米多层功能层130的厚度小于约0.5μm时，它可能易受局部负荷影响，导致当负荷被施加到涂层时，该涂层会分离。相反，当TiAlCrYCN纳米多层功能层130的厚度大于约10μm时，涂层的内部压力可能增加，导致涂层的韧性、硬度和杨氏模量可能降低，并且处理时间可能显著增加，从而降低经济效率。
基于TiAlCrYCN纳米多层功能层130的全部原子，TiAlCrYCN纳米多层功能层130中的Y含量和C含量可分别在约1至10at.％和约1至20at.％的范围内。因此，在TiAlCrYCN纳米多层功能层130中的YC含量可以在TiAlCrYCN纳米多层功能层130的全部原子的约2at.％至30at.％的范围内。当YC含量小于约2at.％时，低摩擦性和胶着性可能降低，当YC含量大于约30at.％时，硬度和耐热性可能降低。
TiAlCrYCN纳米多层功能层130可以是通过交替地重叠TiAlN纳米层和CrYCN纳米层而形成的多纳米层结构。
本发明的高温低摩擦涂层可应用到隔热屏、叶片上环、笼、螺柱、内杆、辊间隔件以及螺栓(其由涡轮增压器的高温高成本材料制成)，并可改善它们的性质。另外，涂层可应用到发动机排气系统中在高温下滑动的部件，并改善发动机的期望寿命。
在另一个方面，本发明提供形成高温低摩擦涂层的方法。
用涂层涂覆金属基材表面的方法可分类成物理气相沉积(PVD)和化学气相沉积(CVD)。
PVD是一个干式过程，其将阴极连接到靶基材，供应气态电离金属，并通过使用电引力将电离金属沉积到基材表面。因此，可获得在基材表面上的均匀涂层，并且可利用微离子颗粒增加密着性。
因此，利用电弧、高功率脉冲磁控溅射(HIPIMS)和电感耦合等离子体(ICP)的PVD可以用于实现涂层的纳米级颗粒和高速涂覆。
图2示出用于形成本发明涂层的PVD设备的示例性结构。如在图2中所示，PVD设备可包括：腔室200；布置在腔室200上的泵210、TiAl靶220、Cr靶230、Y靶240、气体注入单元250和加热单元260；以及旋转保持器270，其中硝化基材100可以放置在腔室200内。
使用PVD设备形成高温低摩擦涂层的方法可包括：在腔室200内部施加真空，通过注入氩气生成氩离子的等离子态，然后通过使氩阳离子撞击硝化基材100的表面而清洁并活化基材100的表面；将氮气(N2)注入到腔室200中以供给N离子，然后通过使用供给Cr离子的Cr靶230来在基材100表面上形成CrN粘合层110；通过使用供给TiAl离子的TiAl靶220、供给Cr离子的Cr靶230和供给Y离子的Y靶240，在CrN粘合层110上形成TiAlCrYN纳米多层支撑层120；以及将乙炔气体(C2H2)注入到腔室200中以供给C离子，然后通过使用供给TiAl离子的TiAl靶220、供给Cr离子的Cr靶230和供给Y离子的Y靶240，在TiAlCrYN纳米多层支撑层120上形成TiAlCrYCN纳米多层功能层130。
当形成TiAlCrYN纳米多层支撑层120时，TiAlCrYN纳米多层支撑层120可以以约0.5μm至10μm的厚度形成，并且当TiAlCrYCN纳米多层功能层130形成时，TiAlCrYCN纳米多层功能层130可以以约0.5μm至10μm的厚度形成。
详细地说，作为涂层的预处理，可以通过泵210使腔室200的内部处于真空状态，然后可以通过用气体注入单元250注入氩气来产生氩离子的等离子体态。
可以通过加热单元260对腔室200加热，并且可通过对模具施加偏压来使氩阳离子撞击基材100的表面以清洁并活化基材100的表面。
接着，可以通过气体注入单元250将氮气(N2)注入到腔室200中来形成氮气氛，可以使用供给Cr离子的Cr靶230在基材100的表面上形成可因涂层而减小和调节残余应力并改善韧性、耐疲劳性和耐冲击性的CrN粘合层110。
可以使用供给TiAl离子的TiAl靶220、供给Cr离子的Cr靶230和供给Y离子的Y靶240，以约0.5μm至10μm的厚度在CrN粘合层110上形成TiAlCrYN纳米多层支撑层120。具体地，Ti：Al：Cr的原子比可以是约1：1：1。
可通过气体注入单元250将乙炔气体(C2H2)额外注入以在氮气(N2)之外还供应C，然后可以通过使用供给TiAl离子的TiAl靶220、供给Cr离子的Cr靶230和供给Y离子的Y靶240，以约0.5μm至10μm的厚度在TiAlCrYN纳米多层支撑层120上形成TiAlCrYCN纳米多层功能层130。
基于TiAlCrYCN纳米多层功能层130中的全部原子，在TiAlCrYCN纳米多层功能层130中的Y含量可以是约1at.％至10at.％，C含量可以是约1at.％至20at.％，YC对于TiAlCrYCN纳米多层功能层130中的全部原子的含量可以确定为约2at.％至30at.％。
实施例
将在下文中通过实施方式更详细地描述本发明。实施方式仅仅是本发明的实例，对于本领域技术人员显而易见的是，本发明的范围不解释为限于这些实施方式。
为了比较根据本发明的高温低摩擦涂层的性质，通过PVD制备实施例1、比较例1和比较例2的样本，并对其特性进行了比较。
[表1]
表1示出包括TiAlCrYCN涂层的实施例1、包括现有技术的TiALN涂层的比较例1和包括TiAlCrSiCN涂层的比较例2的性质间的比较。
通过用金刚石尖端增加负荷在实施例1、比较例1和比较例2的样本的涂层表面上产生凹槽线，然后测量施加的负荷直到涂层首次分离，来计算粘合力。
从通过将钢球按压到实施例1、比较例1和比较例2的样本中形成的环形坑(crater)来测量涂层的厚度。
计算通过在约0.05N负荷下将具有约0.7μm深度的压头按压到实施例1、比较例1和比较例2的样本中形成的凹槽，来测量硬度。
通过将实施例1、比较例1和比较例2的样本留在约900℃温度的烘箱中约六个小时，将它们冷却到室温，并且然后使用与前面的硬度测量相同的方式来测量高温硬度，并测量高温下的硬度降低率和高温硬度。
根据实施例1、比较例1和比较例2的试验结果，本发明的包括TiAlCrYCN层的实施例1在室温时测量的硬度小于比较例1和比较例2的硬度，实施例1在约900℃高温时测量的硬度和在室温时测量的硬度之间的差异最小，并且保持在与在比较例2中高温硬度同等的水平处。因此，实施例1的高温稳定性可显著改善。
具体地，如在实施例1中示出的本发明的TiAlCrYCN纳米多层功能涂层可具有在约900℃温度下的高温耐热性和高温稳定性、或27倍于TiAlN层和约10倍于TiAlCrSiCN层的增加的硬度降低率。
图3至图5分别示出实施例1、比较例1和比较例2的示例性样本的照片视图，图6至图8示出在约850℃温度下在熔融的ADC12(铝)中浸渍并且旋转预定时间、然后用氢氧化钠(NaOH)清洗以去除胶着铝的高温胶着试验之后的实施例1、比较例1和比较例2的样本的照片视图。
如在图3-8中所示，在高温胶着试验后，比较例1的样本具有大量的胶着部分(seizedportion)，并且在用氢氧化钠清洗之后胶着部分溶解。比较例2的样本具有少量胶着部分，并且在清洗之后少量胶着部分溶解，但表面缺陷大量产生。
然而，在根据本发明示例性实施方式的实施例1中，几乎没有形成胶着部分，并且没有发现溶解部分和表面缺陷，因为基材的胶着性通过根据本发明的涂层(具体是TiAlCrYCN纳米多层功能层)而显著改善。
[表2]
表2示出实施例1、比较例1和比较例2的高温摩擦磨损试验的比较。
高温摩擦磨损试验是通过使用销盘摩擦磨损试验机测量在实施例1、比较例1和比较例2的涂层(盘)和销(WC材料)之间的摩擦量和摩擦系数来进行的。试验条件是约20N的负荷，约2km的距离，约0.1m/s的速度和约850℃的温度。
根据高温摩擦磨损试验，实施例1中涂层(盘)的磨损量和对置材料(销)的磨损量显著小于比较例1和比较例2的磨损量，并且实施例1的摩擦系数同样是最小的。
因此，根据以下事实可见，根据本发明示例性实施方式的涂层的高温耐摩擦磨损性得到显著改善，即包括本发明的TiAlCrYCN纳米多层功能层的实施例1的高温摩擦磨损最小并且摩擦系数最小。
详细地说，与比较例1的TiAlN层和比较例2的TiAlCrSiCN层相比，根据本发明示例性实施方式的实施例1的TiAlCrYCN纳米多层功能涂层在约850℃温度下的高温胶着性显著改善。因此，基于磨损量而言，实施例1在约850℃温度时的高温低摩擦性和耐磨损性与比较例1相比提高了约二十六倍，与比较例2相比提高了约8.4倍或更大。此外，基于磨损系数而言，与比较例1和比较例2相比，实施例1在约850℃温度时的高温低摩擦性和耐磨损性分别提高了约2.7倍和约1.4倍或更大。
[表3]
表3示出对应于TiAlCrYCN功能层和TiAlCrYN支撑层的厚度的弹性指数和涂覆时间的比较。在表3中，实施例2和比较例3-6具有与实施例1相同的结构，但是TiAlCrYCN功能层或TiAlCrYN支撑层的厚度不同。
另外，在比较例3中，TiAlCrYCN功能层的厚度小于约0.5μm，而在比较例4中TiAlCrYCN功能层的厚度大于约10μm。此外，TiAlCrYN支撑层的厚度在比较例5中小于约0.5μm，而TiAlCrYN支撑层的厚度在比较例6中大于约10μm。
由于实施例1-2中的TiAlCrYCN功能层和TiAlCrYN支撑层处于根据本发明示例性实施方式的约0.5μm至约10μm的范围内，所以表现韧性的弹性指数大于比较例4-6，且小于比较例3。同时，在比较例3中，涂层在局部负荷下分离。
比较例4-6中的弹性指数(H/E)小于实施例1-2的弹性指数，因为TiAlCrYCN功能层或TiAlCrYN支撑层的厚度大于10μm，由此在内部压力的增加导致应力增加。
当对比较例3-5的涂层施加局部负荷时，涂层会分离，因为当TiAlCrYCN功能层或TiAlCrYN支撑层的厚度小于0.5μm时，涂层可能不能承受施加的负荷。
TiAlCrYCN功能层或TiAlCrYN支撑层的涂覆时间与在根据本发明示例性实施方式的约0.5μm至10μm的范围内的涂层厚度成比例地增加。然而，当涂层厚度大于约10μm时，可能另外需要约50％更多的涂覆时间。因此，TiAlCrYCN功能层或TiAlCrYN支撑层的约0.5μm至10μm的厚度相对于成本而言是最佳的。
[表4]
表4示出对应于TiAlCrYCN功能层中的YC含量的高温摩擦系数、硬度、高温硬度、硬度降低率和胶着试验结果的比较。
在比较例7-8中，其结构与实施例1的结构相同，但相对于TiAlCrYCN纳米多层功能层的全部原子，TiAlCrYCN功能层中的YC含量或Y(钇)和C(碳)的总含量在约2at.％至30at.％的范围之外。
详细地说，在TiAlCrYCN功能层的YC含量在根据本发明示例性实施方式的范围内的实施例1中，低摩擦性、耐热性和胶着性显著改善。相比于比较例7-8，在实施例1中，摩擦系数更小，高温硬度更高，硬度降低率最小，并且在熔融铝胶着试验中没有发现表面缺陷。
相比之下，在TiAlCrYCN功能层的YC含量小于约2at.％的比较例7中，摩擦系数大于实施例1的摩擦系数，低摩擦性更差，并且在熔融铝胶着试验中大量产生样本表面缺陷和胶着，因此胶着性更差。
另外，在TiAlCrYCN功能层的YC含量大于约30at.％的比较例8中，摩擦系数小于实施例1的摩擦系数，低摩擦性与实施例1相比稍有提高，但硬度差，并且硬度降低率显著变差，并且因此高温稳定性差。
尽管参照具体的实施方式对本发明进行了说明，但本发明并不局限于此。在不偏离本发明范围的情况下，本领域技术人员可以对以上描述的实施方式进行改变或修改，并且可以在等同于本发明精神和所附权利要求的范围内以多种方式进行改变和修改。

Claims (11)

1.一种高温低摩擦涂层，包括：
CrN粘合层，其布置在硝化基材上以改善所述涂层的密着性；
TiAlCrYN纳米多层支撑层，其布置在所述CrN粘合层上以实现所述涂层的耐热性、耐疲劳性、耐磨性和韧性；以及
TiAlCrYCN纳米多层功能层，其布置在所述TiAlCrYN纳米多层支撑层上以实现所述涂层的耐热性、耐氧化性、胶着性、韧性和低摩擦性。
2.根据权利要求1所述的涂层，其中所述TiAlCrYN纳米多层支撑层的厚度在0.5μm至10μm的范围内，且
所述TiAlCrYCN纳米多层功能层的厚度在0.5μm至10μm的范围内。
3.根据权利要求1所述的涂层，其中相对于所述TiAlCrYCN纳米多层功能层的全部原子，所述TiAlCrYCN纳米多层功能层中的YC含量在2at.％至30at.％的范围内。
4.根据权利要求1所述的涂层，其中所述TiAlCrYN纳米多层支撑层中的Ti：Al：Cr的原子比是约1：1：1。
5.一种形成高温低摩擦涂层的方法，包括以下步骤：
在腔室内部施加真空，通过注入氩气生成氩离子的等离子态，然后通过使氩阳离子撞击硝化基材的表面而清洁和活化所述基材的表面；
将氮气(N2)注入到所述腔室中以供给N离子，然后通过使用供给Cr离子的Cr靶在所述基材表面上形成CrN粘合层；
通过使用供给TiAl离子的TiAl靶、供给Cr离子的所述Cr靶和供给Y离子的Y靶，在所述CrN粘合层上形成TiAlCrYN纳米多层支撑层；以及
将乙炔气体(C2H2)注入到所述腔室中以供给C离子，然后通过使用供给TiAl离子的所述TiAl靶、供给Cr离子的所述Cr靶和供给Y离子的所述Y靶，在所述TiAlCrYN纳米多层支撑层上形成TiAlCrYCN纳米多层功能层。
6.根据权利要求5所述的方法，其中在形成TiAlCrYN纳米多层支撑层的步骤中，所述TiAlCrYN纳米多层支撑层以0.5μm至10μm的厚度形成；且
在形成TiAlCrYCN纳米多层功能层的步骤中，所述TiAlCrYCN纳米多层功能层以0.5μm至10μm的厚度形成。
7.根据权利要求5所述的方法，其中在形成TiAlCrYCN纳米多层功能层的步骤中，相对于所述TiAlCrYCN纳米多层功能层的全部原子，所述TiAlCrYCN纳米多层功能层中的YC含量是2at.％至30at.％。
8.根据权利要求5所述的方法，其中在形成TiAlCrYN纳米多层支撑层的步骤中，在所述TiAlCrYN纳米多层支撑层中的Ti：Al：Cr的原子比是约1：1：1。
9.一种部件，其包括权利要求1所述的涂层。
10.根据权利要求9所述的部件，所述部件是涡轮增压器、涡轮叶轮或铝压铸模。
11.一种车辆，其包括权利要求9所述的部件。
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