CN118127461A

CN118127461A - 一种V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层及其制备方法

Info

Publication number: CN118127461A
Application number: CN202410268175.4A
Authority: CN
Inventors: 王铁钢; 张蕊; 田立立; 刘艳梅; 曹凤婷
Original assignee: Tianjin University of Technology and Education China Vocational Training Instructor Training Center
Current assignee: Tianjin University of Technology and Education China Vocational Training Instructor Training Center
Priority date: 2024-03-09
Filing date: 2024-03-09
Publication date: 2024-06-04

Abstract

本发明公开了一种V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层及其制备方法，属于涂层技术领域。该梯度涂层是通过线性调节靶电流从而控制V含量呈梯度变化的，梯度涂层的靶电流调节范围为：下限为75A、上限为80‑95A(线性)。该涂层是采用电弧离子镀膜技术在基体上沉积而成，通过调控V含量线性增加，制备出兼具高硬度、高耐磨性的梯度涂层。

Description

一种V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层及其制备方法

技术领域

本发明涉及涂层技术领域，具体涉及一种V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层及其制备方法。

背景技术

在高速干切削难加工材料时，切削温度高达1200℃，使涂层刀具加速磨损，严重影响刀具使用寿命和加工效率。而自润滑涂层刀具在干切削过程中，随着切削温度升高，表层发生摩擦化学反应生成层间低剪切模量的Magnéli氧化物润滑相，并逐渐转移至刀-屑、刀-工件接触界面形成润滑膜，能够显著改善摩擦系数和耐磨性，延长刀具使用寿命。许多掺杂V元素和Mo元素的氮化物涂层具有较低的摩擦系数和较高耐磨性，例如CrN/Mo₂N、Mo-Al-Si-N、CrN/MoN和Mo-Cu-V-N等。

V元素在钛合金涂层形成过程中会通过置换其他元素形成固溶体，增加V含量能降低双相(fcc/hcp)结构中六方相的比例，使涂层结构更稳定，而涂层的制备参数也会对其相组成有影响。

AlCrTiSiN涂层虽然具有良好的力学性能和高温抗氧化性能，但其摩擦系数高、耐磨性差的缺点限制了其在高速切削难加工工件时的应用。本发明拟在AlCrTiSiN涂层中掺杂金属V元素，并通过系统研究V浓度变化速率对AlCrVTiSiN涂层成分、物相组成、微观结构、力学性能和摩擦学行为的影响规律，在保证对涂层机械性能影响不大的前提下，使制备的V浓度渐变的梯度涂层同时实现良好的力学性能和持续润滑。

发明内容

本发明的目的在于提供一种V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层及其制备方法，采用电弧离子镀膜技术，在AlCrTiSiN涂层中掺杂V元素，形成AlCrVTiSiN涂层，通过线性调节靶电流从而控制V含量呈梯度变化，制备出兼具高硬度、高耐磨性的AlCrVTiSiN梯度涂层。

为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：

一种V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层，该AlCrVTiSiN梯度涂层沉积于金属(硬质合金基片或不锈钢片)或硅片基材上，该涂层由内至外的V元素及Al元素含量逐渐增加。

所述AlCrVTiSiN梯度涂层与基材之间为CrN过渡层，AlCrVTiSiN梯度涂层总厚度控制在2～5μm。

所述AlCrVTiSiN梯度涂层包括fcc-(Al,Cr,V)N相、hcp-Cr₂N相、bcc-TiVN相以及少量非晶相组成。

所述AlCrVTiSiN梯度涂层的硬度和弹性模量最高可达33.4GPa和422.4GPa，H/E和H³/E^*2分别为0.079和0.173GPa，此时涂层临界载荷为65.5N。

所述AlCrVTiSiN梯度涂层按原子百分比计的化学成分为：Al 21.5-46.5％，Cr14.2-30.8％，V 17-34.5％，Ti 4.8-11％，Si 6.0-19.5，N 0.05-9.8％；该梯度涂层表层的V元素含量为24.2-34.5at.％、Al元素含量为37-46.5％。

所述V含量呈梯度变化的高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层是采用电弧离子镀膜技术在基体上沉积而成，通过线性调节靶电流从而控制V含量呈梯度变化；其中：靶材选取AlCrSi、AlTiSi合金靶和金属V靶、Cr靶；先在基体上沉积15～20min金属化合物CrN过渡层，随后沉积AlCrVTiSiN梯度涂层；沉积AlCrVTiSiN梯度涂层时，本底真空度为3×10^-3Pa以上，保持偏压偏压-100～-110V(占空比50％～60％)，沉积压强为2.8-2.9Pa，开启AlCrSi靶、AlTiSi靶和V靶，合金靶靶电流均保持恒定数值，AlCrSi靶电流范围为95-100A，AlTiSi靶电流范围为80-85A；V靶电流为线性递增方式，其变化范围从下限75A线性增加至上限80-95A，通入Ar和N₂；根据所需梯度涂层的厚度以及靶电流设置不同靶材开启时间及气体通入时间。

进一步地，沉积AlCrVTiSiN梯度层时，通入Ar的流量为50-60sccm，通入N₂的总流量为590-600sccm，气体总流量650sccm。

优选地，在沉积AlCrVTiSiN梯度涂层过程中，V靶电流线性调节范围为75-85A或75-90A。

进一步地，在沉积AlCrVTiSiN梯度涂层过程中，当沉积时间固定时，V靶电流线性增加的靶电流上限越大，所得涂层摩擦系数和磨损率越低。

所述V含量呈梯度变化的高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层的制备具体包括如下步骤：

(1)将清洗后的基体固定于镀膜室内旋转架上，将真空度抽至3×10^-3Pa以上；AlCrSi、AlTiSi合金靶和金属V靶、Cr靶均作为电弧离子镀阴极靶；

(2)对基体依次进行辉光放电清洗和离子轰击清洗；所述辉光放电清洗的过程为：打开Ar气瓶，气体流量设置为400-410sccm，调节工作压强保持在2.4-2.5Pa，设置脉冲偏压-800～-750V(占空比94-96％)，辉光时间15-20min；所述离子轰击清洗过程为：辉光放电清洗后，先关偏压，再将Ar气体流量设置为100-110sccm，调节工作压强保持在0.5-0.6Pa，脉冲偏压分别为-800V，-600V，-400V，-200V，(占空比94-96％)时间均为2min，；打开Cr靶，靶电流为90-95A。

(3)沉积CrN过渡层，以提高工作层与基体的结合强度，沉积CrN过渡层的过程为：依次关闭靶电源和偏压，打开N₂气瓶，氩气和氮气流量分别为50-60sccm和190-200sccm，调节工作压强保持在1.0-1.1Pa，脉冲偏压-100～-90V(占空比60％)，打开Cr靶沉积CrN过渡层，以Cr靶电流为90-95A，沉积时间15-20min。

(4)沉积AlCrVTiSiN梯度涂层。

本发明的设计机理如下：

本发明采用电弧离子镀膜技术在硬质合金片、SUS 304不锈钢和单晶Si片上沉积AlCrVTiSiN梯度涂层。

AlCrTiSiN涂层虽然具有良好的力学性能和高温抗氧化性能，但其摩擦系数高、耐磨性差的缺点限制了其在高速切削难加工工件时的应用。在保证对涂层机械性能影响不大的前提下，在AlCrTiSiN涂层中掺杂金属V元素，通过摩擦形成高温润滑相，获得高性能V浓度渐变且Al含量逐渐增加的多组元自润滑高熵合金梯度涂层。另外，本发明AlCrVTiSiN涂层具有硬度高、膜基结合牢固、耐磨性好和高热稳定性等优点。本发明通过线性增加V靶电流(调节范围：下限为75A，线性递增到上限80-95A)，使涂层由内至外形成V浓度差。涂层总厚度控制在2～5μm。本发明通过研究V浓度渐变速率等工艺参数对梯度涂层组分、力学性能和摩擦学行为的影响，获得V元素对涂层性能的影响规律。通过控制V靶电流等参数，使得制备的AlCrVTiSiN梯度涂层中存在大量两相界面，且纳米晶晶粒小硬度高，其各方面性能明显不同于V元素无梯度过渡的均一AlCrVTiSiN涂层，所制备的梯度涂层能够具有更优的刀具韧性及抗高温氧化性能。

本发明的优点及有益效果如下：

1、本发明制备的AlCrVTiSiN梯度涂层具有优异的耐磨性，具有明显的抗磨损效果。

2、本发明AlCrVTiSiN梯度涂层在均一AlCrVTiSiN涂层基础上，线性增加V含量，可以生成更多具有自润滑作用的V₂O₅，显著降低摩擦系数，具有高硬度、高耐磨性等优点。

3、本发明AlCrVTiSiN梯度涂层应用前景广泛，适用于高速干切削各种难加工材料，大幅度提高切削效率及刀具使用寿命。

4、本发明AlCrVTiSiN梯度涂层具有优异的抗高温氧化性能和力学性能及摩擦磨损性能，涂层刀具可适用于高速切削连续重载加工。

附图说明

五种V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层分别用G1(V靶电流0A)、G2(V靶电流75-80A)、G3(V靶电流75-85A)、G4(V靶电流75-90A)和G5(V靶电流75A-95A)表示。

图1为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的表面形貌；其中：(a)G1；(b)G2；(c)G3；(d)G4；(e)G5。

图2为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的截面形貌；其中：(a)G1；(b)G2；(c)G3；(d)G4；(e)G5。

图3为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的XRD图谱。

图4为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的硬度和弹性模量。

图5为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的H/E和H³/E^*2。

图6为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的临界载荷。

图7为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的摩擦系数和磨损率。

图8为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的三维磨痕形貌；其中：(a)G1；(b)G2；(c)G3；(d)G4；(e)G5。

图9为实施例1采用电弧离子镀膜技术制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的截面成分；其中：(a)测试点位；(b)G1；(c)G2；(d)G3；(e)G4；(f)G5。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明作进一步详细说明。

梯度涂层能有效消除涂层与基体之间，涂层内界面的应力集中，提升涂层的韧性和结合力，进而提升涂层的抗剥落能力，改善涂层刀具的抗摩擦磨损性能和切削性能。成分梯度变化可提供涂层与基体热膨胀系数和力学性质的过渡，使其在高速重载工况下不易崩裂和剥落，还能提高涂层刀具的疲劳极限。本发明制备的V浓度渐变的梯度涂层同时实现良好的力学性能和持续润滑，采用电弧离子镀技术，镀膜过程中通过线性调控V靶溅射功率，制备四种V含量渐变的AlCrVTiSiN梯度涂层。系统研究了V浓度变化速率对AlCrVTiSiN涂层成分、物相组成、微观结构、力学性能和摩擦学行为的影响规律。

以下实施例所用AlCrSi合金靶中Al、Cr与Si元素原子比为6:3:1，、AlTiSi合金靶中Al、Ti与Si元素原子比为6:3:1。

实施例1：

本实施例制备了V含量呈梯度变化的高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层，共制备五种涂层，具体为：沉积AlCrVTiSiN梯度涂层时，V靶电流0A、75A-80A、75A-85A、75A-90A和75A-95A。涂层具体制备过程如下：

本实施例是在单晶Si片(40mm×40mm×0.67mm)、硬质合金片(25mm×25mm×3.0mm)及不锈钢片(35mm×35mm×1.0mm)上沉积AlCrVTiSiN梯度涂层，采用电弧离子镀膜技术进行镀膜。具体操作步骤如下：

(1)将硬质合金基片抛光处理后，为了确保涂层与基片之间的良好结合，所有基体在完成磨抛工序后，使用脱脂剂、丙酮和无水乙醇的溶液，通过超声波清洗机分别清洗15min，从而最大程度地提高涂层与基体之间的结合力。随后，经过高纯氮气烘干，处理过的基片悬挂至炉内样品架上。这一步骤不仅有助于进一步清除可能残留在基片表面的水分和有机物，还为后续涂层过程创造理想的表面环境。将基体固定于样品架上，AlCrSi、AlTiSi合金靶和金属V靶、Cr靶均作为电弧离子镀阴极靶；调整好夹具位置，关闭炉门。

(2)抽真空：依次打开机械泵、粗抽阀、维持泵和维持阀，待前级真空度小于4Pa时，打开分子泵爬升。炉内压强低于4Pa时，关闭粗抽阀，打开高阀精抽。炉内压强先预抽至5×10^-3Pa，打开正转和加热，转架频率40Hz，加热温度为450℃，炉内压强低至3×10^-3Pa以下，温度达到设定温度可开始做实验。

(3)辉光放电清洗真空室：打开Ar气瓶，气体流量设置为400sccm，调节工作压强保持在2.4Pa，设置脉冲偏压-800V，频率10kHz，脉宽6μs(占空比94％)，辉光时间20min；

(4)轰击清洗靶材表面：先关偏压，再将Ar气体流量设置为100sccm，调节工作压强保持在0.5Pa，脉冲偏压分别为-800V、-600V、-400V、-200V，时间均为2min，频率10kHz，脉宽6μs(占空比94％)；打开Cr靶，靶电流为90A。

(5)沉积过渡层：依次关闭靶电源和偏压，打开N₂气瓶，氩气和氮气流量分别为50sccm和200sccm，调节工作压强保持在1Pa，脉冲偏压-100V，频率50kHz，脉宽8μs(占空比60％)，打开Cr靶沉积CrN过渡层，以Cr靶电流为90A，沉积时间15min。

(6)制备AlCrVTiSiN梯度涂层时，依次关闭靶电源和偏压，氩气50sccm，氮气600sccm，调节工作压强保持在2.8Pa，脉冲偏压幅值-100V，频率50kHz，脉宽6μs；开启AlCrSi靶，其靶电流为100A；开启AlTiSi靶，其靶电流为80A；开启V靶，在镀膜过程中手动调节V靶电流以制备梯度涂层，V靶电流分别为0A、75A-80A、75A-85A、75A-90A和75A-95A；AlCrVTiSiN梯度涂层沉积时间为180min。(75A-80A是指在沉积过程中V靶电流从下限75A线性增加至上限80A，其他V靶电流表达含义与此相同)。

对本实施例制备的V含量呈梯度变化的AlCrVTiSiN梯度涂层进行形貌表征与性能测试，具体如下：

利用Hitachi S-4800场发射扫描电子显微镜(SEM)观察涂层的表面和截面形貌，采用Brucker D8-Discovery X射线衍射仪(XRD)分析涂层物相组成，选用Cu靶单色Kα射线辐射(λ＝0.15418nm)，在25～80°(2θ)的衍射角度范围内，以0.02°/s的扫描速率记录光谱。按照ISO 14577标准使用Anton Paar TTX-NHT3纳米压痕仪分别测试三种涂层的硬度和弹性模量，测试中使用顶角为142.3°的波克维氏金刚石压头对涂层施加载荷，压入深度为200nm，保压时间为10s，每个样品测试两组，每组测试10个点取平均值。按照ISO 20502标准使用Anton Paar RST-3划痕仪测试不同涂层的临界载荷，球形金刚石针尖的直径为200μm，载荷由1N逐渐增加到100N，划痕长度为3mm，划痕速率为6mm/min，每种样品测试三次取平均值。使用Anton Paar THT高温摩擦磨损试验机检测涂层摩擦系数，摩擦副选用直径为6mm的Al₂O₃球，法向载荷4N，每种样品测试三次，磨痕半径分别为4mm、6mm和8mm，摩擦圈数为3000圈。摩擦实验结束后，采用Contour GT-K白光干涉仪观察涂层磨痕形貌，并利用公式计算涂层磨损率。

图1为不同V含量梯度涂层的表面形貌。所有涂层的表面均表现出较大粗糙度，并存在大颗粒、液滴和凹坑等缺陷。未掺杂V元素的G1涂层表面有直径约1.5μm的熔融液滴，且有因涂层表面颗粒脱落形成的孔洞，但掺杂V元素的涂层表面颗粒尺寸明显变小。G4涂层表面颗粒尺寸较小，且颗粒数量明显变少，结构更致密。V靶电流的增加使炉腔内离子数增加，离子碰撞为晶格畸变和晶粒生长提供了可能性，而晶粒形核过程中出现的相互挤压抑制了晶粒的长大，使涂层表面更致密。随着V靶电流变化范围进一步增大，涂层表面的颗粒大多数为不规则形状，且存在大量颗粒脱落形成的孔洞，这归因于靶电流增大导致等离子体密度增加，等离子体在到达基体之前固化，导致涂层表面有大颗粒。

图2为不同V含量梯度涂层截面形貌。与表面形貌相对应，涂层截面存在大颗粒或颗粒脱落形成的孔洞。这些颗粒和液滴主要是由于高温下靶表面弧斑的不稳定运动，导致能量分散和等离子体密度变化，从靶表面蒸发离化后的等离子体经电场加速后直接沉积在基体表面。随着V靶线性末端电流逐渐增大，涂层厚度先增大后减小，G4涂层厚度值最大，但当线性末端靶电流进一步增大时，G5涂层厚度减小，这可能是靶电流过大，涂层表面存在反溅射现象，导致涂层厚度减小。与AlCrTiSiN涂层相比，掺杂V元素后涂层层间界面清晰，其中G4和G5涂层截面平整度较高，其他几种涂层截面出现不连续断层状。

图3为五种V浓度梯度的涂层的XRD衍射图谱，五种涂层均在2θ为37.42°、63.27°和76.12°处检测到fcc-CrN(PDF#77-0047)衍射峰。未掺杂V元素的G1涂层主要由fcc-CrN(PDF#77-0047)、fcc-AlN(PDF#88-2250)和hcp-Cr₂N(PDF#01-1232)组成。V浓度梯度变化速率较小时，涂层中V原子固溶于TiN中形成体心立方TiVN₂固溶体，但G4涂层中bcc-TiVN₂(PDF#89-5212)衍射峰显著降低，且检测出fcc-VN(PDF#35-0768)衍射峰，V元素在涂层形成过程中会通过置换其他元素形成固溶体，增加V含量能降低双相(fcc/hcp)结构中六方相的比例，使涂层结构更稳定。把V掺入AlCrTiSiN涂层发现V原子置换部分Cr原子形成(CrV)N固溶体，涂层晶粒细化。随着V浓度渐变速率增加，沿(220)晶面的面心立方结构VN衍射峰逐渐增强。

图4为不同梯度涂层硬度和弹性模量变化图。硬度是指涂层抵抗变形的能力，而弹性模量是指其在弹性变形范围内的应力与应变的比值。随着V浓度渐变速率增加，涂层的硬度及弹性模量总体呈现先增大后减小的趋势，G4涂层的硬度和弹性模量达到最大值，分别为33.4GPa和422.4GPa。结合XRD图谱，bcc-TiVN₂衍射峰减弱，fcc-VN硬质相的增多，随着V含量增加，VN相增加导致TiN相降低，整体晶格失配降低，残余应力降低。另外，高熵合金涂层有多个主元，且多个原子半径不同，由原子尺寸失配导致的晶格畸变会产生显著固溶强化效应。根据Hall-Petch原理，晶粒细化使团簇界面增大，晶界总面积增加，需要协调的具有不同位向的晶粒数量增多，界面强化作用阻止位错运动和晶界滑移，进一步增强涂层的硬度和弹性模量。随着V靶电流线性增加范围进一步扩大，VN相含量过多导致涂层硬度和弹性模量降低。

图5为五种AlCrVTiSiN梯度涂层的H/E和H³/E^*2。二者分别代表涂层抗塑性变形能力和抗冲击能力。一般情况下，涂层特征值与耐磨性和抗裂性成正比。随着V浓度渐变速率增加，梯度涂层抗塑性变形能力呈现先增加后减少的趋势。在V靶电流为75A-90A的G4涂层达到最大值，H/E和H³/E^*2分别为0.079和0.173GPa，此时涂层抗塑性变形能力最佳，这也证明V元素的添加使涂层实现即硬又韧。然而，当V靶电流线性增加范围进一步扩大时，涂层的H/E和H³/E^*2开始下降。这归因于在过高的靶电流下，涂层表面的熔融液滴导致其结构变得较为疏松，从而降低了硬度和弹性模量，进一步导致特征值减小。

图6为涂层临界载荷变化图。一般来说，L_c2被定义为涂层结合力的临界载荷。五种涂层都表现出较好的膜/基结合力，随着V浓度渐变速率增大，临界载荷呈现先增大后减小趋势。未掺杂V元素的G1涂层结合力最差，仅为47.9N，V元素掺入对涂层结合力有明显改善。G4涂层临界载荷最大，为65.5N，这是由于靶电流不断线性增加，导致轰击粒子的能量逐渐增强，热流密度增大。此时高能量的粒子直接轰击到基体表面，使表面的原子在附近微区产生高温高压现象，从而提高了梯度涂层与基体的结合强度。然而，G5涂层的临界载荷减小，结合涂层表面形貌可以看出，这可能归因于涂层表面大颗粒数量急剧增多。另外，涂层内应力的增加可能会增加界面处储存的内能和应力，从而导致临界载荷降低。结合XRD检测结果可知，此时涂层中VN相增多，能与其他化合物形成较强的化学键并牢固结合，但形成过量VN时会导致涂层内部应力积累，使结合层疏松而降低结合强度。

图7为不同梯度涂层平均摩擦系数和磨损率变化图。随着V浓度渐变速率增加，平均摩擦系数和磨损率先减小后增大。涂层表层V含量越高，越容易形成V₂O₅和V₂O₃等Magnéli润滑相，减摩性能越好。这两种Magnéli相传统上被定义为晶体学剪切结构，具有基于变形金属氧化物八面体的层状晶体结构。G4摩擦过程中，润滑膜起到了固态润滑剂的作用，摩擦系数达到最小值0.61，而类似的低摩擦系数在TiSiVN涂层中也有发现。与摩擦系数对应，未掺杂V元素的G1涂层磨损率最大，为1.47×10^-8mm³·N^-1·mm^-1，而G4涂层磨损率达到最小值7.95×10^-9mm³·N^-1·mm^-1，此时涂层耐磨性能最佳。与AlCrTiSiN涂层相比，AlCrVTiSiN涂层的平均摩擦系数明显降低，表明V的添加改善了涂层摩擦学性能。另外，在宏观意义上，摩擦实验过程中掺杂V的涂层与摩擦副产生摩擦造成的声音明显小于AlCrTiSiN涂层。在AlCrVTiSiN梯度涂层中，沿涂层生长方向V浓度递增，摩擦过程中V元素向涂层内扩散，随着摩擦实验进行涂层表面逐渐被磨损，但内层储蓄的V元素能再次生成润滑膜实现持续润滑，可以显著降低摩擦系数和磨损率。

图8为经室温摩擦实验后不同梯度涂层的三维磨损形貌，五种梯度涂层的磨痕周围均有不同程度的磨屑。AlCrTiSiN涂层磨屑最多，磨痕宽度最宽，涂层磨损最严重。结合表面形貌图分析，此时涂层表面有少量的大颗粒，在摩擦磨损过程中，摩擦副对涂层表面挤压造成颗粒脱落，在随后滑动过程中产生明显的带状的微犁沟，这是典型的磨粒磨损。随着V浓度渐变速率增大，涂层的摩擦学行为逐渐由磨粒磨损转变为粘着磨损，摩擦副与涂层之间的接触界面具有足够的粘着强度来抵抗相对滑动。G4磨损程度最小，磨痕最窄最浅，磨痕宽度仅为AlCrTiSiN涂层的三分之一左右。磨痕周围只有少量磨屑堆积，此时涂层摩擦系数最低，涂层受到的破坏性最小，磨痕处也未观察到明显的磨粒磨损。

图9为本实施例制备的不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层的成分；其中：图9(a)为涂层测试点位示意图。各涂层相应成分数据如下表1所示。

表1不同V浓度渐变速率的AlCrVTiSiN梯度涂层成分(at.％)

由图9和表1可以看出，本实施例制备的AlCrVTiSiN梯度涂层中，所有涂层中Al元素含量逐渐增加，各含V梯度涂层中V元素由内至外总体呈现逐渐增加，Cr元素呈现逐渐减少的趋势。随着V靶线性末端电流逐渐增大，G4涂层中Al含量最高。以上对本发明做了示例性的描述，应该说明的是，在不脱离本发明的核心的情况下，任何简单的变形、修改或者其他本领域技术人员能够不花费创造性劳动的等同替换均落入本发明的保护范围。

Claims

1.一种V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层，其特征在于：该AlCrVTiSiN梯度涂层沉积于金属或硅片基材上，该涂层由内及外的V元素及Al元素含量逐渐增加。

2.根据权利要求1所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层，其特征在于：所述AlCrVTiSiN梯度涂层包括fcc-(Al,Cr,V)N相、hcp-Cr₂N相、bcc-TiVN相以及少量非晶相组成；所述AlCrVTiSiN梯度涂层与基材之间为CrN过渡层，AlCrVTiSiN梯度涂层总厚度控制在2～5μm。

3.根据权利要求1或2所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层，其特征在于：所述AlCrVTiSiN梯度涂层的硬度和弹性模量最高可达33.4GPa和422.4GPa，H/E和H³/E^*2分别为0.079和0.173GPa，此时涂层临界载荷为65.5N。

4.根据权利要求1或2所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层，其特征在于：所述AlCrVTiSiN梯度涂层按原子百分比计的化学成分为：Al 21.5-46.5％，Cr 14.2-30.8％，V 17-34.5％，Ti 4.8-11％，Si 6.0-19.5，N 0.05-9.8％；该梯度涂层表层的V元素含量为24.2-34.5at.％、Al元素含量为37-46.5％。

5.根据权利要求1或2所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层的制备方法，其特征在于：该AlCrVTiSiN梯度涂层是采用电弧离子镀膜技术在基体上沉积而成，通过线性调节靶电流从而控制V含量呈梯度变化；其中：靶材选取AlCrSi、AlTiSi合金靶和金属V靶、Cr靶；先在基体上沉积15～20min金属化合物CrN过渡层，随后沉积AlCrVTiSiN梯度涂层；沉积AlCrVTiSiN梯度涂层时，本底真空度为3×10^-3Pa以上，保持偏压-100～-110V(占空比50％～60％)，沉积压强为2.8-2.9Pa，开启AlCrSi靶、AlTiSi靶和V靶，合金靶靶电流均保持恒定数值，AlCrSi靶电流范围为95-100A，AlTiSi靶电流范围为80-85A；V靶电流为线性递增方式，其变化范围从下限75A线性增加至上限80-95A，通入Ar和N₂；根据所需梯度涂层的厚度以及靶电流设置不同靶材开启时间及气体通入时间。

6.根据权利要求5所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层的制备方法，其特征在于：沉积AlCrVTiSiN梯度涂层时，通入Ar的流量为50-60sccm，通入N₂流量为590-600sccm，气体总流量650sccm；V靶电流由下限75A线性递增至上限82-92A。

7.根据权利要求5或6所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层的制备方法，其特征在于：沉积AlCrVTiSiN梯度涂层过程中，当沉积时间固定时，V靶电流线性增加的靶电流上限越大，所得涂层摩擦系数和磨损率越低。

8.根据权利要求5或6所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层的制备方法，其特征在于：该方法具体包括如下步骤：

(2)对基体依次进行辉光放电清洗和离子轰击清洗；

(3)沉积CrN过渡层，以提高工作层与基体的结合强度；

(4)沉积AlCrVTiSiN梯度涂层。

9.根据权利要求8所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层的制备方法，其特征在于：步骤(2)中，所述辉光放电清洗的过程为：打开Ar气瓶，气体流量设置为400-410sccm，调节工作压强保持在2.4-2.5Pa，设置脉冲偏压-800～-750V(占空比94-96％)，辉光时间15-20min；

所述离子轰击清洗过程为：辉光放电清洗后，先关偏压，再将Ar气体流量设置为100-110sccm，调节工作压强保持在0.5-0.6Pa，脉冲偏压分别为-800V，-600V，-400V，-200V，(占空比94-96％)时间均为2min，；打开Cr靶，靶电流为90-95A。

10.根据权利要求7所述的V含量呈梯度变化的高硬度高耐磨性AlCrVTiSiN梯度涂层的制备方法，其特征在于：步骤(3)中，沉积CrN过渡层的过程为：依次关闭靶电源和偏压，打开N₂气瓶，氩气和氮气流量分别为50-60sccm和190-200sccm，调节工作压强保持在1.0-1.1Pa，脉冲偏压-100～-90V(占空比60％)，打开Cr靶沉积CrN过渡层，以Cr靶电流为90-95A，沉积时间15-20min。