CN105518178B - 切削工具用硬涂膜 - Google Patents

Abstract

本发明涉及在如硬质合金等硬质基材上邻接形成的硬涂膜，所述硬涂膜由纳米级多层结构构成，从而具有改善的耐氧化性和耐磨性。本发明的硬涂膜是形成在基材上的硬涂膜，其特征在于包含第一层和第二层交替层积至少两次的结构，第一层由组成为Ti_1‑aAl_a(0.3≤a≤0.7)的TiAl氮化物构成，第二层具有纳米级多层结构或者纳米级多层结构重复层积至少两次的结构，纳米级多层结构包含厚度为3nm～20nm的薄层A、薄层B、薄层C和薄层D，薄层A由组成为Al_1‑b‑cTi_bSi_c(0.3≤b≤0.7,0≤c≤0.1)的AlTiSi氮化物构成，薄膜B和薄膜D由组成为Ti_1‑dAl_d(0.3≤d≤0.7)的TiAl氮化物构成，薄膜C由组成为Al_1‑eCr_e(0.3≤e≤0.7)的AlCr氮化物构成，薄层A与薄层B中的铝含量不同，第一层中的氮含量大于第二层中的氮含量。

Description

切削工具用硬涂膜

技术领域

本发明涉及用于切削工具并且形成在如硬质合金或者金属陶瓷等硬质基材上的硬涂膜。更具体而言，本发明涉及具有下述结构的硬涂膜：在如硬质合金等硬质基材上相邻地形成的下层和在下层上形成的上层交替层积。上层具有包含薄层A、薄层B、薄层C和薄层D的纳米级多层结构，或者具有其重复层积的结构，使得与通常的多层结构相比韧性和耐磨性均得到改善。

背景技术

随着工业趋向于精密度、速度和大批量生产，存在改善切削工具的切削性能和寿命的需求。特别是，在对高硬度工件进行高速切削的过程中或者在切削具有低热导性的难切割材料时，在受工件摩擦的插入体的末端局部产生至少900℃的高热。通过在插入体的切削表面形成具有极好的耐氧化性和耐磨性的硬涂膜，可以延长切削工具的寿命。

通常，具有耐磨性、耐氧化性或者耐冲击性等的如TiN、Al₂O₃、TiAlN、AlTiN或者AlCrN等单层硬涂膜或者至少两个这样的层层积而成的多层硬涂膜形成在硬质合金、金属陶瓷、立铣刀或者钻头等的基材上，以满足高硬度工件或者难切削材料的有关要求。

不过，工件硬度在增加，并且加工具有低热导性且具有与工具熔着的严重趋势的难切削材料的要求也在增加，因此仅通过开发具有新物理性质的薄膜组合物或者通过使用简单的多层结构将变得更加难以回应这样的要求。

因此，近来已更多地尝试通过将两个以上具有不同物理性质的纳米级薄膜规则地、重复地层积的方法来改善切削性能。

例如，韩国专利876366号公开了一种薄膜结构，其中通过用下述方式形成的结构改善了顶层的耐蚀性和耐氧化性：在插入体、立铣刀、钻头或者金属陶瓷工具(其是硬质合金工具)上沉积底层，使用物理气相沉积(PVD)以改善粘合性以及(200)面的晶体取向，并依次沉积(Ti,Al)N多层薄膜(即中间层)和随后的由A层、B层、C层和D层构成的顶层，它们由TiAlN或者AlTiSiN构成并具有彼此不同的组成。

通过这样的多层结构，可以改善耐磨性和耐氧化性，但需要开发具有新结构的硬涂膜以改善切削工艺所需的各种性质，例如耐磨性、耐冲击性(韧性)和耐崩裂性。

为此，本发明人，如韩国专利1284766号所披露的，公开了一种形成在基材的表面上的硬涂膜，该切削工具用硬涂膜的特征在于具有第一层和第二层交替层积的结构，第一层由Al_1-xCr_xN(0.3≤x≤0.7)构成，第二层由纳米级多层结构或者纳米级多层结构重复层积至少两次的结构构成，所述纳米级多层结构包含厚度为3nm～20nm的薄层A、薄层B、薄层C和薄层D，薄层A由Al_1-a-bTi_aSi_bN(0.3≤a≤0.7,0≤b≤0.1)构成，薄层B和薄层D由Ti_1-xAl_xN(0.3≤x≤0.7)构成，薄层C由Al_1-zCr_zN(0.3≤z≤0.7)构成，薄层A中的铝(Al)含量与薄层B中的铝(Al)含量不同。

通过上述结构，得到了具有改善的韧性(耐冲击性)、耐崩裂性和润滑性的硬涂膜，但仍需要在耐磨性方面进一步改善的硬涂膜。

发明内容

技术问题

本发明的目的是提供一种切削工具用硬涂膜，所述硬涂膜在韧性(耐冲击性)、耐崩裂性和润滑性等方面得到总体改善，特别是具有显著改善的耐磨性，因此能够进一步延长切削工具的寿命。

技术方案

为了克服上述问题，本发明提供了一种切削工具用硬涂膜，所述硬涂膜形成在基材的表面上，并具有第一层和第二层交替层积至少两次的结构，其中，第一层由组成为Ti_{1- a}Al_a(0.3≤a≤0.7)的TiAl氮化物构成；第二层具有纳米级多层结构或者纳米级多层结构重复层积至少两次的结构，所述纳米级多层结构包含厚度为3nm～20nm的薄层A、薄层B、薄层C和薄层D，其中薄层A由组成为Al_1-b-cTi_bSi_c(0.3≤b≤0.7,0≤c≤0.1)的AlTiSi氮化物构成，薄膜B和薄膜D由组成为Ti_1-dAl_d(0.3≤d≤0.7)的TiAl氮化物构成，薄膜C由组成为Al_{1- e}Cr_e(0.3≤e≤0.7)的AlCr氮化物构成，薄层A中的铝(Al)含量与薄层B中的铝含量不同，第一层中的氮含量大于第二层中的氮含量。

而且，在本发明的硬涂膜中，在第一层中，相对于金属物质的总氮含量可以为(TiAl)_1-xN_x(0.4≤x≤0.6)；在第二层中，相对于金属物质的总氮含量可以为(AlTiCrSi)_{1- y}N_y(0.1≤y≤0.5)。

另外，在本发明的硬涂膜中，在交替层积第一层和第二层时，氮含量的差异可以以规则的间隔受到控制。

而且，在本发明的硬涂膜中，第一层的厚度与第二层的厚度之比(T₁/T₂)可以为至少0.1并小于1.0；第一层和第二层的交替层积结构的厚度可以为1.0μm～20.0μm。

另外，在本发明的硬涂膜中，所述纳米级多层结构可以具有依次层积的薄层A、B、C和D。

有益效果

与通常的硬涂膜不同，在本发明的切削工具用硬涂膜中，通过使用TiAlN类单层作为交替/重复层积的单层，可以获得与通常的硬涂膜相比具有改善的耐磨性的硬涂膜。

而且，通过将由单层构成的第一层中的氮含量设置成高于由多层薄膜构成的第二层中的氮含量并且周期性这样重复，耐冲击性、耐崩裂性、润滑性以及特别是耐磨性得到改善，使得切削工具的寿命在各种环境中延长。

附图说明

图1是示意性描绘本发明的硬涂膜的结构的剖视图。

图2是用于说明在用于形成本发明的实施方式的涂层的涂布炉内的待涂布的目标和材料的布置的示意图。

图3是显示本发明的实施例和比较例的硬薄膜的结构和组成的表格。

图4是显示根据本发明的实施例和比较例制备的硬薄膜的成分分析结果的表格。

图5是显示根据本发明的实施例和比较例制备的硬薄膜的抗裂性(韧性)的评价结果的表格。

图6是显示根据本发明的实施例和比较例制备的硬薄膜的碳钢铣削试验的结果的表格。

图7是显示根据本发明的实施例和比较例制备的硬薄膜的合金钢铣削试验的结果的表格。

图8显示了根据本发明的实施例和比较例制备的硬薄膜的合金钢组3隔板铣削试验。

图9是显示根据本发明的实施例和比较例制备的硬薄膜的碳钢钻孔试验的结果的表格。

图10是显示根据本发明的实施例和比较例制备的硬薄膜的合金钢钻孔试验的结果的表格。

具体实施方式

在下文中，将参照附图对本发明的示例性实施方式进行详细说明。不过，本发明的下述示例性实施方式可以以不同形式修改，本发明的范围不限于下述实施方式。提供本发明的实施方式是为了向本领域普通技术人员更好地解释本发明。而且，会理解的是，附图中的区域或者膜的尺寸或者厚度可能被夸大以更好地理解本发明。

图1是示意性描绘本发明的用于切削工具的物理气相沉积(PVD)硬涂膜的结构的剖视图。如所示的，本发明的硬涂膜的特征在于具有形成在基材上的第一层(下层)和形成在第一层上的第二层(耐摩层)交替层积的结构。

第一层是主要目的是改善韧性(耐冲击性)的薄膜，其组成的特征在于，其由组成为Ti_1-aAl_a(0.3≤a≤0.7)的TiAl氮化物构成。在进行切削操作时，在切削工具上形成高温和高压环境。当铝(Al)的含量(a)低于0.3时，Al的固溶体强化效果降低，从而在高温高压环境中容易发生原子间滑动，使得容易发生磨损和崩裂。结果，工具的寿命降低。当铝含量超过0.7时，晶体结构从fcc-TiAlN变为hcp-AlTiN，因此，由于脆性增加使得耐磨性降低并且容易发生崩裂和损伤等，所以工具的寿命降低。因此，铝(Al)的含量(a)理想地为0.3～0.7。

另外，第一层的单位厚度理想地为0.01μm～10μm。

第二层是主要改善耐磨性的薄膜，特征在于具有纳米级多层结构或者纳米级多层结构重复层积至少两次的结构，所述纳米级多层结构包含层厚度为3nm～20nm的薄层A、薄层B、薄层C和薄层D。通常，随着纳米级多层间的间隔减小，位错的产生和移动得到抑制，使得薄膜得到强化。当薄层的厚度小于3nm于是过薄时，在纳米级多层之间并抑制位错的产生和移动的边界变得模糊，使得通过这两层之间的相互扩散形成了混合区。结果，硬度和弹性模量降低，因此有利的是厚度不小于3nm。当厚度超过20nm时，位错的产生变得更容易，并且位错的移动变得更容易。因此，硬度和弹性模量降低，并且由于形成失配位错，共格应变能有所降低，这可能伴随强化效果的降低。因此，厚度理想地为3nm～20nm。薄层的层积结构可以层积为各种形式，如A/B/C/D、A/D/C/B、B/A/D/C或者D/A/C/B，且理想的形式是第一层不接触C层并且B层或D层设置在A层和C层之间。

另外，薄层A理想地由组成为Al_1-b-cTi_bSi_c(0.3≤b≤0.7,0≤c≤0.1)的AlTiSi氮化物构成。这是因为，当Ti的含量(b)小于0.3时，由于形成具有六方B4结构的相，脆性增大，于是耐磨性降低，并且工具的寿命降低；而当含量(b)超过0.7时，因Ti的取代而使用了更少量的Al(其原子半径比Ti小)，因此，薄膜的硬度和耐磨性降低，并且在切削操作过程中的高温环境中更容易形成TiO₂氧化物，使得薄膜内部的Ti元素可以扩散到外部，并由于Ti元素的耗尽而造成高温硬度降低。另外，在薄层A中可以选择性地包含0.1以下的Si。这是因为当添加少量(适量)、即0.1以下的Si时，沿着结晶AlTiN相的晶界形成了无定形Si₃N₄相，从而减小结晶颗粒的尺寸，于是硬度和耐磨性得到改善。而且，在高温切削操作过程中，无定形Si₃N₄相可以形成SiO₂氧化物以起到阻挡内部元素扩散到外部的作用，从而延长切削工具的寿命。不过，这是因为，当Si的含量(c)超过0.1时，由于无定形Si₃N₄相增加使得硬度降低并且结晶AlTiN相的颗粒尺寸减小效果降低，因此Si可能使耐磨性降低。

此外，薄层B和薄层D理想地由组成为Ti_1-dAl_d(0.3≤d≤0.7)的TiAl氮化物构成。这是因为，当Al的含量(d)小于0.3时，因Ti的取代而使用了更少量的Al(其原子半径比Ti小)，因此薄膜的硬度和耐磨性降低，并且在切削操作过程中的高温环境中更容易形成TiO₂氧化物，使得薄膜内部的Ti元素可以扩散到外部，并由于Ti元素的耗尽而造成高温硬度降低，而当含量(d)超过0.7时，由于形成具有六方B4结构的相，脆性增大，于是耐磨性降低，并且工具的寿命可能降低。

此外，薄层C理想地由组成为Al_1-eCr_e(0.3≤e≤0.7)的AlCr氮化物构成。当Cr的含量(e)小于0.3时，绝缘性增加，使得由于设备的特性而难以进行直流(DC)沉积，并且形成hcp-AlCrN而非fcc-AlCrN，使得脆性增大，于是耐磨性降低，并且工具寿命缩短。当含量(e)超过0.7时，形成粗薄膜结构，同时，在伴随高温的操作(例如切削操作)中发生Cr₂N的偏析，使得耐磨性降低，并且工具寿命降低。因此，Cr的含量(x)理想地为0.3～0.7。

而且，本发明的硬涂膜的独特特征在于，在形成与基材相邻的下层(第一层)和纳米级多层(第二层)的氮化物方面，在将下层(第一层)的氮含量设置为高于纳米级多层(第二层)中的氮含量的状态的情况下，形成重复层积的结构(希望的是，第一层中的氮含量以原子百分比计比第二层高至少10％)。因此，在不显著降低韧性的情况下，纳米级多层(第二层)(其主要针对耐磨性)中的金属成分的含量可以进一步增大以改善硬涂膜的整体耐磨性。

如上所述，本发明的特征在于，通过在与基材相邻的下层(第一层)中包含TiAl氮化物以改善韧性(耐冲击性)并具有包含薄层A、B、C和D的纳米级多层结构(第二层)以改善耐磨性，以及通过交替/重复层积所述下层和耐磨层并将第一层和第二层中的氮含量控制为不同，可以在整个硬涂膜中改善韧性、耐磨性以及耐崩裂性和润滑性。

另外，另一特征在于，通过控制各层之间的组成并以TiAlN、AlTiN或者AlCrN类涂膜的组合作为纳米级多层(第二层)，可以改善耐磨性。

薄层A中的Al含量必须与薄层B中的Al含量不同，并将Al含量的差异理想地保持在0.1以上。这是因为，当Al含量的差异低于0.1时，由于纳米级多层间的组成变化所致的弹性系数差异不大，于是薄膜的强化效果下降。考虑到对于薄层A和薄层B的组成限定数值的上述原因，有利的是将Al含量差异保持在0.1～0.2。

此外，将第一层的厚度与第二层的厚度之比(T₁/T₂)理想地保持为至少0.1且小于1.0。原因在于，当由于对薄膜施加冲击而产生裂纹时，作为硬层的第二层与作为软层的第一层的重复/交替层积具有延迟裂纹传播到更深层的效果，而当第一层的厚度与第二层厚度相比过薄(即，低于0.1)时，延迟裂纹传播的效果较差，当第一层的厚度与第二层的厚度相比较厚(即，至少1.0)时，延迟裂纹传播的效果高，但整个薄膜的耐磨性可能由于作为软层的第一层较厚而降低。

此外，第一层和第二层交替层积得到的硬涂膜的厚度理想地为1.0μm～20.0μm。

[实施例]

在本发明的实施方式中，使用电弧离子镀(一种物理气相沉积(PVD)技术)在包括硬质合金、金属陶瓷、高速钢或者钻头等的硬质基材上涂布具有如图1这样的结构的薄膜。

具体而言，使用AlTi、TiAl或AlCr电弧靶作为涂布中所用的靶，通过将压力降低至8.5×10^-5Torr以下而获得初始真空压力，将N₂作为反应物气体导入。另外，在涂布的同时，将用于涂布的气体压力保持在30mTorr以下，理想地为20mTorr以下，涂布温度为400～550℃，施加-20V～-150V的衬底偏压。可以根据设备的性质和状况修改此涂布条件。

在本发明的实施方式中，使用上述涂布条件重复、交替地层积作为韧性层的单层和作为耐磨层的纳米级多层。此处，使用图3中给出的层积间隔(循环数)交替层积作为单层(韧性层)的Ti_1-xAl_xN膜以及各个Al_yTi_1-yN膜单元层(薄层A)、Ti_zAl_1-zN膜单元层(薄层B)、Al_1-xCrxN膜单元层(薄层C)和Ti_zAl_1-zN膜单元层(薄层D)，从而获得硬薄膜。

另外，在本发明的实施方式中，当形成单层(韧性层)和由薄层A、薄层B、薄层C和薄层D构成的纳米级多层(耐磨层)时，将韧性层控制为具有比耐磨层更高的氮含量。此处，氮含量的控制通过在压力控制型涂布炉内连续控制涂布过程中作为工艺气体导入的氮气含量的方法来实现。

具体而言，如图2所示，当通过在涂布炉内部四个侧面布置涂布靶使其彼此相对、并且使被涂布对象在涂布炉的中央旋转以面向涂布靶、然后对涂布靶施加高电流以蒸发涂布靶材、并使蒸发的涂布靶材与导入涂布炉中的氮气一起被蒸发而在被涂布的旋转对象上形成涂层时，在本发明的实施方式中通过在沉积单层时增大导入的氮含量并在沉积纳米级多层时将导入的氮含量降低至低于单层的方法，将所形成的单层和纳米级多层中包含的氮含量控制为不同。

另外，本发明的实施方式的硬涂膜使用物理气相沉积(PVD)，于是薄膜可以涂布至至多约20μm的厚度。

此外，在本发明的实施方式中，本发明的实施方式的硬涂膜形成在硬质基材的表面上，不过在硬质基材和本发明的实施方式的硬涂膜之间可以额外形成其他涂膜。

另外，形成了总计4种硬涂膜与本发明的实施方式的薄膜进行比较。

其中，样品1～4号各自为由单层的TiAlN、AlTiN或者AlCrN构成并且形成为约4μm的厚度的硬涂膜。将这些涂膜与多层硬涂膜的物理性质进行比较。另外，样品5～8号各自为通过交替层积TiAlN/AlCrN约18～20次而形成至约4μm的厚度的硬涂膜。这些用于比较单层涂膜和单层和多层硬涂膜交替层积的结构。另外，样品9和10号是通过交替层积4层薄膜(例如AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN)而形成为约4μm的厚度的硬涂膜。这些用于比较单层涂膜和单层和多层硬涂膜交替层积的结构。此外，样品11和12号是通过交替层积TiAlN单层和由三层薄膜(即，AlTiN/AlCrN/TiAlN)构成的多层结构而形成至约4μm厚度的硬涂膜。这些用于比较本发明的实施方式的TiAlN单层和由4层薄膜构成的多层结构的交替/重复层积的结构。另外，样品13号具有与本发明的实施方式相同的层积结构，但用于比较当第一层和第二层中的氮含量之差与本发明不同时的硬涂膜的物理性质的差异。

图4显示了21个样品中各层的EDX分析的结果。如图4中所观察到的，在本发明的实施方式的氮化物的情况中，通过上述方法，将第一层(单层)控制为以原子百分比计含有比第二层(多层结构)多至少10％的氮。

显微硬度和摩擦系数的评价

为了评价如上制备的总计21个硬涂膜的硬度，使用热处理在900℃的条件下热处理约30分钟，然后使用Fischerscope(HP100C-XYP；Germany HELMUT FISCHER GMBH,ISO14577)测量热处理前后的硬涂膜的显微硬度。

<显微硬度试验条件>

负载：30mN

卸载：30mN

负载时间：10sec

卸载时间：10sec

蠕变时间：5sec

此外，使用CETR UMT-2微摩擦计通过球-盘试验测量根据滑动距离的摩擦系数(球(材料Si₃N₄，直径4mm，硬度HV_50g1600)旋转60圈)。

<摩擦系数试验条件>

温度：20-25℃

相对湿度：50-60％

旋转速度：318rpm(10m/min)

另外，为了观察薄膜的抗裂性(韧性)，测量了通过施加负载为30kgf的金刚石压头而产生的裂纹的长度。

图5显示了上述评价的结果。如图5所观察到的，本发明的实施方式的硬涂膜的硬度处于最高，在高温几乎不发生老化。而且，在摩擦系数方面，本发明的实施方式的硬涂膜稍微高于AlCrN单层，但可以观察到低于其他硬涂膜。而且，在代表薄膜韧性的裂纹长度方面，与由AlCrN单层构成的样品和AlCrN单层和多层结构重复层积的样品16和17以外的其他样品相比，显示出相同或者更好的韧性。因此，可知本发明的实施方式的硬涂膜同时显示出硬度和韧性。

耐磨性的评价

为了评价根据图3制备的硬涂膜的耐磨性，示出了在两种不同条件下评价铣削性能的结果。首次切削性能评价的条件如下。

工件：碳钢(SM45C，碳钢铣削)

样品类型号：SPKN1504EDSR(ISO)

切削速度：200m/min

切削进给速率：0.3mm/齿

切削深度：2mm

在上述切削试验中，磨损主要是由于加工碳钢时产生的碎片的熔着和粘附磨损所致，薄膜的润滑性(摩擦系数)对于切削性能的影响可以认为是最大的变量。

图6显示了碳钢铣削试验的结果。如图6中所观察到的，本发明的实施方式的硬涂膜同时具有高硬度和低摩擦系数，于是在所有情况中寿命的终点都是由正常磨损引起，但对于比较例1～12的各样品，寿命的终点是由如损伤、崩裂或者过度磨损等非正常磨损引起的。

接下来，为了评价根据图3制备的硬涂膜相对于合金钢的铣削性能，在以下条件下评价了切削性能。

工件：合金钢(SCM440，合金钢铣削)

样品类型号：SPKN1504EDSR(ISO)

切削速度：200m/min

切削进给速率：0.3mm/齿

切削深度：2mm

通常，在加工合金钢时，磨损主要是由于机械摩擦磨损所致，因此薄膜的耐磨性(硬度、耐氧化性)可以认为是较大的变量。

图7显示了合金钢铣削试验的结果。如图7中所观察到的，在使用合金钢的所有切削性能试验中，本发明的实施方式的硬涂膜的寿命的终点均是正常磨损所致，但比较例1～17的硬涂膜的寿命终点均是非正常过程所致，因此观察到具有比本发明显著更低的切削寿命。

韧性的评价

为了评价根据图3制备的硬涂膜在实际切削环境中的韧性，在以下条件下评价耐铣削冲击切削性能的评价结果(中断评价)。该评价进行到插入体受损为止。

工件:合金钢(SCM440，合金钢组3隔板铣削)

样品类型号：SPKN1504EDSR(ISO)

切削速度：200m/min

切削进给速率：0.2mm/齿

切削深度：2mm

图8显示了合金钢组3隔板铣削试验的结果。如图8中所观察到的，本发明的实施方式的硬涂膜和比较例13～17(具有与本发明的实施方式相同的层积结构)显示出了至少8m的相同水平的切削寿命距离。可以观察到这样的切削寿命显著优于其他硬涂膜。

润滑性和耐崩裂性的评价

为了比较根据图3制备的硬涂膜的钻孔性质，首先如下评价了相对于碳钢的钻孔切削性能。通常，钻孔具有比铣削更低的切削速度并在湿条件下进行，因此插入体的润滑性(耐熔着性)和耐崩裂性十分重要。其中，由熔着和崩裂引起的磨损所致的寿命终点是对碳钢钻孔时最大的变量。

工件：碳钢(SM45C，碳钢钻孔)

样品类型号：SPMT07T208/XOMT07T205(可转位钻头插入体，20Ф-5D)

切削速度：150m/min

切削进给速率：0.1mm/转

切削深度：90mm(穿透)

图9显示了碳钢钻孔试验的结果。如图9中所观察到的，本发明的实施方式的硬涂膜的寿命终点是正常磨损所致，比较例13～17(具有与本发明的实施方式相同的层积结构)的寿命终点也是正常磨损所致。因此，可以观察到本发明的实施方式的硬涂膜也可以适当地用于碳钢钻孔。

接下来，为了比较图3的硬涂膜相对于合金钢的钻孔性质，在以下条件下进行切削试验。在合金钢的钻孔中，插入体的最外部的机械磨损/摩擦和最内部的崩裂所致的寿命终点是最大变量。

工件：合金钢(SCM440，合金钢钻孔)

样品类型号：SPMT07T208/XOMT07T205(可转位钻头插入体，20Ф-5D)

切削速度：150m/min

切削进给速率：0.1mm/转

切削深度：90mm(穿透)

图10显示了合金钢钻孔试验的结果。如图10中所观察到的，可以看到，在合金钢的钻孔切削试验中，除本发明的实施方式的硬涂膜以外的所有硬涂膜的寿命都是非正常终止的。

通过如上的各种切削试验的结果，可以确认，对于本发明的实施方式的硬涂膜，可以改善整体韧性(耐冲击性)、耐崩裂性和润滑性等，同时也特别大大地改善了耐磨性，从而即使在变化的切削条件下也可以获得提高的寿命性质。

Claims (3)

1.一种切削工具用硬涂膜，所述硬涂膜形成在基材的表面上，并且包含第一层和第二层交替层积至少两次的结构，其中：

第一层由组成为Ti_1-aAl_a的TiAl氮化物构成，0.3≤a≤0.7；并且

第二层具有纳米级多层结构或者所述纳米级多层结构重复层积至少两次的结构，所述纳米级多层结构包含厚度为3nm～20nm的薄层A、薄层B、薄层C和薄层D，其中：

所述薄层A由组成为Al_1-b-cTi_bSi_c的AlTiSi氮化物构成，0.3≤b≤0.7,0≤c≤0.1，

所述薄层B和所述薄层D由组成为Ti_1-dAl_d的TiAl氮化物构成，0.3≤d≤0.7，

所述薄层C由组成为Al_1-eCr_e的AlCr氮化物构成，0.3≤e≤0.7，

所述薄层A中的铝(Al)含量与所述薄层B中的铝含量不同，并且

其中：

在第一层中，相对于金属物质的总氮含量为(TiAl)_1-xN_x，0.4≤x≤0.6；并且

在第二层中，相对于金属物质的总氮含量为(AlTiCrSi)_1-yN_y，0.1≤y≤0.5；

其中，第一层中的氮含量x比第二层中的氮含量y大至少0.1。

2.如权利要求1所述的硬涂膜，其中：

第一层的厚度与第二层的厚度之比T₁/T₂为至少0.1且小于1.0；并且

第一层和第二层的交替层积结构的厚度为1.0μm～20.0μm。

3.如权利要求1所述的硬涂膜，其中，所述纳米级多层结构具有依次层积的所述薄层A、薄层B、薄层C和薄层D。