CN115786875A - 一种具有增强韧性和耐磨性的涂层及其制备方法与应用 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种具有增强韧性和耐磨性的涂层及其制备方法与应用，包括含Co硬质基体和涂覆在基体上的硬质涂层；所述硬质涂层包含一层通过化学气相沉积方法制备的厚度＞1μm的超细、纳米晶Ti(C_xN_yO_z)涂层，其中，x+y+z＝1，0.5≤x≤0.7，0.3≤y≤0.5，0＜z≤0.2。本发明通过涂层沉积后热处理，使基体中含Co粘结金属有序扩散并均匀分布在涂层晶界处，提高膜基结合力和涂层内聚力。本发明能有效改善涂层晶界氯杂质富集导致的晶界强度弱化和氧元素掺杂硬化导致的涂层韧性下降问题。本发明的涂层具有高硬度，也兼具较高的韧性和晶界强度，用作金属加工切削刀具能大幅提高抗崩口和崩刃能力、耐磨性和寿命。

Description

一种具有增强韧性和耐磨性的涂层及其制备方法与应用

技术领域

本发明涉及一种用于金属加工的化学气相沉积涂层切削工具及其制备方法，特别是涉及一种具有增强韧性和耐磨性的含Ti(C_xN_yO_z)化学气相沉积涂层切削工具及其制备方法与应用，属于硬质材料和硬质涂层切削刀具的范畴。

技术背景

对包含硬质合金和金属陶瓷在内的硬质材料基体表面进行涂层处理，可大幅改善硬质材料切削刀具的耐磨性、耐蚀性、化学稳定性和耐高温性能。工业上常用的涂层方法主要包括物理气相沉积(PVD)和化学气相沉积(CVD)。商用CVD涂层硬质合金刀具表面涂层通常具有TiN/TiCN/TiAlOCN/α-Al₂O₃/TiN复合结构，其中TiCN涂层通常采用中温化学气相沉积方法制备(简称MT-TiCN)。

与高温化学气相沉积TiCN(简称HT-TiCN)涂层相比，MT-TiCN涂层沉积温度较低，可抑制涂层与基体界面脱碳相的产生，有利于降低CVD涂层对基体韧性的损伤，被广泛应用于涂层刀具的工业化生产。

MT-TiCN涂层作为重要的功能层之一，具有良好的抗后刀面磨损性能。然而，MT-TiCN涂层通常为粗大的柱状晶，硬度不高。但可通过合金元素掺杂降低晶粒度或提高碳含量增加其硬度，从而进一步提高其耐磨性。材料硬度随合金晶粒度降低而提高，提高材料硬度有利于其耐磨性改善。

专利CN100549222C提供了一种调控MT-TiCN涂层晶粒尺寸和微观结构的方法。该发明通过釆用CO、CO₂、ZrCl₄或AlCl₃掺杂来获得纳米晶级别的细微等轴晶粒结构的MT-TiCN涂层。该发明的MT-TiCN涂层具有更高的耐磨性，尤其适合于塑性金属如不锈钢的切削加工。

专利CN101688311A公布了一种铬、钒或硅掺杂的TiCN涂层。该发明通过在TiCN沉积过程中通入并控制CrCl₂、VCl₃或SiCl₄的分压来调控涂层内掺杂元素的含量。该发明的涂层刀具在钢件、铸铁和不锈钢的切削加工中具有改进的耐磨性和更高的切削寿命。

专利CN103506640B公开了一种CVD方法制备的硼含量在0.5at％至10at％之间的TiBCN涂层切削刀具及其制备方法。该发明专利通过在MT-TiCN涂层沉积过程中加入BCl₃气体，使得硼元素掺入MT-TiCN涂层中，显著提升了涂层的硬度和耐磨性，使涂层刀具的切削性能更加优异。

专利CN104099580A公开了一种具有增强耐磨性和韧性的纳米柱状晶刀具涂层。该方法通过调控化学气相沉积中反应气体的CH₄、C₂H₆、C₂H₄、C₂H₂、N₂和CH₃CN的组合和比例，制备晶粒尺寸为50～150nm的纳米柱状晶MT-TiCN。该涂层能显著提升切削工具的耐磨性和抗冲击性能，在钢、铸铁及不锈钢等材料的切削中表现优异。

论文《Atom probe tomography investigations on grain boundarysegregation in polycrystalline Ti(C,N)and Zr(C,N)CVD coatings》(Azhari etal.ScriptaMaterialia，162(2019)335–340)报道了中温化学气相沉积法在WC-Co硬质合金基体上沉积的多晶TiCN涂层的晶界成分。原子探针分析结果表明，晶界处存在杂质Cl元素聚集是MT-CVDTiCN涂层的本征缺陷，这种缺陷会导致其晶界强度弱化。

通过对比现有技术可以得出以下结论：通过合理调控CVD混合气体的成分，可显著降低MT-TiCN涂层的晶粒度，从而显著提高其硬度和耐磨性。然而，涂层硬度的提高容易导致涂层韧性的下降，在切削过程中容易产生崩刃或微小崩口，从而导致涂层刀具过早失效，且现有发明不能消除MT-TiCN涂层晶界杂质Cl元素偏聚导致的晶界强度弱化、涂层内聚力下降、涂层脆性增加等系列问题。

发明内容

鉴于上述现有技术的不足，本发明的目的主要在于解决MT-TiCNCVD涂层晶界结合强度不高和涂层掺氧硬度提高之后韧性下降问题。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，所述具有增强韧性和耐磨性的涂层是指一种涂覆在基体上的硬质涂层，所述基体是指含Co硬质基体；所述硬质涂层包含一层采用CVD方法沉积，厚度＞1μm的Ti(C_xN_yO_z)涂层，其中，x+y+z＝1，0.5≤x≤0.7，0.3≤y≤0.5，0＜z≤0.2，其涂层晶界处分布着浓度>1.0at.％的基体粘结金属；所谓硬质涂层具有高的韧性和耐磨性，其表面粗糙度Ra＜0.7μm；所述含Co硬质基体是指含Co硬质合金和含Co金属陶瓷；所述基体粘结金属是指含Co硬质基体中的Co、或Co和Ni；所述CVD是指化学气相沉积；所述at.％是指原子百分比；所述含Co硬质合金是指硬质合金的粘结金属中含Co，硬质合金用作涂层基体通常采用单一的金属Co作粘结金属；所述含Co金属陶瓷是指金属陶瓷的粘结金属中含Co，金属陶瓷通常同时采用Co和Ni作为粘结金属。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，所述涂层在涂层沉积后，采用热处理将基体中的粘结金属扩散至涂层晶界；所述涂层沉积后热处理，可在涂层沉积后继续在CVD涂层炉内于纯H₂气氛中进行，也可在涂层沉积出炉后在真空或惰性气氛中进行；所述涂层沉积后热处理温度低于含Co硬质基体中液相出现温度，为1000～1100℃，热处理保温时间为200～400min；无论是含Co硬质合金，还是含Co金属陶瓷，其合金体系中液相出现温度均高于1100℃，通常高于1280℃。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，所述涂层总厚度为5～30μm；所述涂层由基体依次向外分布5层，第1层为TiN或TiC或TiCN，优选TiN，其厚度为0.1～2μm；第2层为Ti(C_xN_yO_z)，厚度为2～15μm；第3层为TiAlOCN，厚度为0.1～1μm；第4层为α-Al₂O₃，厚度为2～15μm；第5层为厚度0.1～2μm的顶层TiN着色层。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，所述第2层Ti(C_xN_yO_z)涂层为超细、纳米晶，其平均晶粒度＜0.2μm。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层的制备方法，所述具有增强韧性和耐磨性的涂层是指一种涂覆在基体上的硬质涂层；所述基体是指含Co硬质基体；所述硬质涂层包含一层采用CVD方法沉积，厚度＞1μm的Ti(C_xN_yO_z)涂层，其中，x+y+z＝1，0.5≤x≤0.7，0.3≤y≤0.5，0＜z≤0.2，其特征在于涂层晶界处分布着浓度>1.0at.％的基体粘结金属；所述含Co硬质基体是指含Co硬质合金和含Co金属陶瓷；所述基体粘结金属是指含Co硬质基体中的Co、或Co和Ni；所述CVD是指化学气相沉积；所述涂层在涂层沉积后，采用热处理将基体中的粘结金属扩散至涂层晶界；所述涂层沉积后热处理，可在涂层沉积后继续在CVD涂层炉内于纯H₂气氛中进行，也可在涂层沉积出炉后在真空或惰性气氛中进行；所述涂层沉积后热处理温度低于含Co硬质基体中液相出现温度，为1000～1100℃，热处理保温时间为200～400min；所述涂层总厚度为5～30μm；所述涂层由基体依次向外分布5层，第1层为TiN或TiC或TiCN，优选TiN，其厚度为0.1～2μm；第2层为Ti(C_xN_yO_z)，厚度为2～15μm；第3层为TiAlOCN，厚度为0.1～1μm；第4层为α-Al₂O₃，厚度为2～15μm；第5层为厚度0.1～2μm的顶层TiN着色层；所述第2层Ti(C_xN_yO_z)涂层为超细、纳米晶，其平均晶粒度＜0.2μm；所述涂层在出厂前进行涂层表面机械处理；所述涂层表面机械处理是指，先后采用湿喷砂和抛光对涂层表面进行处理，使得涂层表面粗糙度Ra＜0.7μm。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，TiN涂层制备方法为：在900～1000℃、100～400mbar条件下，以TiCl₄、N₂和H₂为前驱体，通过化学反应制备。在工业上应用时，如果第1层和第5层均为TiN层；那么均可以采用上述TiN层制备方法进行制备。当第1层涂层为其它材质时，采用现有方法也可以制备。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，所述Ti(C_xN_yO_z)涂层，即第2层以TiCl₄、N₂、CO、H₂和CH₃CN混合气体为前驱体，在800～900℃、50～200mbar条件下，通过化学反应制备；所述Ti(C_xN_yO_z)涂层中的O含量通过CO在混合气体中的体积分数控制；所述Ti(C_xN_yO_z)涂层晶粒度的超细和纳米化，通过增加CO在混合气体中的体积分数实现；所述CO在混合气体中的体积分数大于2％，但小于8％；所述混合气体中CO体积分数增加，是通过降低混合气体中载气H₂的体积分数实现。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，所述TiAlOCN涂层以TiCl₄、N₂、H₂、CH₄、CO、CO₂和AlCl₃混合气体为前驱体，在900～1000℃、50～200mbar条件下，通过化学反应制备。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，所述Al₂O₃涂层以H₂、AlCl₃和CO₂混合气体为前驱体，以H₂S为催化剂，在900～1000℃、100～250mbar条件下，通过化学反应制备。

本发明涂层中各层厚度可通过涂层沉积时间进行调控。

本发明一种具有增强韧性和耐磨性涂层的应用，所述具有增强韧性和耐磨性涂层的应用是指用作金属加工切削刀具；所述用作金属加工切削刀具的涂层刀片在出厂前进行涂层表面机械处理；所述涂层表面机械处理是指，先后采用湿喷砂和抛光对涂层表面进行处理，使得涂层表面粗糙度Ra＜0.7μm。

本发明的机理和优点简述于下：

通过调控CO(一氧化碳)在混合气体中体积分数，获得超细、纳米晶Ti(C_xN_yO_z)，从而提高涂层硬度和耐磨性。本发明通过***实验研究发现，控制CO在混合气体中体积分数大于2％，但小于8％，超细、纳米晶Ti(C_xN_yO_z)涂层的综合性能最佳；在此范围之内，增加CO浓度可使Ti(C_xN_yO_z)涂层晶粒度有效降低，并实现纳米化。

通过在纯H₂气氛或惰性气氛或真空中，在低于含Co硬质基体中液相出现温度条件下，借助于Ti(C_xN_yO_z)的超细、纳米晶属性(平均晶粒度＜0.2μm)及其对含Co硬质基体中Co或Co和Ni等粘结金属迁移的强化驱动作用和对Co、Ni等粘结金属迁移路径的调控作用，使基体中固态粘结金属原子沿涂层生长方向缓慢、有序迁移扩散，并以原子级厚度的薄膜形式均匀分布在各层涂层的晶界处，从而实现对涂层晶粒间结合强度的改善、对涂层韧性的改善以及对涂层内聚失效抗力的改善。提高涂层晶界结合强度可提高涂层内聚力和膜基结合力，降低涂层的脆性，从而提高涂层刀具的抗崩口和崩刃的能力。但涂层沉积后热处理温度过高或保温时间过长，容易导致粘结金属的迁移扩散失控，形成涂层缺陷。本发明通过***实验研究发现，涂层沉积后热处理温度为1000～1100℃，保温时间为200～400min，可使涂层刀具获得最佳的综合性能；在此工艺条件下，基体迁移至涂层中的粘结金属的迁移量和分布状态可达到使涂层刀具综合性能最优化所需的最佳条件。

综上所述，本发明能有效改善通过TiCl₄、AlCl₃等氯化物参与的化学气相沉积原位反应制备的涂层，包括MT-Ti(C,N,O)涂层，因晶界处氯杂质富集所导致的晶界强度、层间结合强度、涂层内聚力以及涂层韧性降低的难题，以及氧元素掺杂后涂层硬度增加所导致的涂层韧性下降问题，从而可有效提高涂层韧性、涂层内聚失效抗力和膜基结合力，减少涂层刀具服役过程中的崩口(微崩)和崩刃，提高涂层耐磨性、涂层刀具使用寿命和服役性能的稳定性。

以下结合附图及实施例对本发明做进一步详细说明，但本发明的一种具有增强韧性和耐磨性的涂层及其制备方法与应用不局限于实施例。涂层刀片的韧性和耐磨性的评价方法采用切削刀具领域通用的抗崩刃能力(性能)和切削寿命进行综合评价。

附图说明

图1是未进行涂层热处理的对比样品B涂层截面中MT-Ti(C,N,O)所在微区的扫描电镜照片(a)和图中方框标识区域的能谱分析结果(b)；

图2是进行了涂层热处理的样品A涂层截面中MT-Ti(C,N,O)所在微区的扫描电镜照片(a)和图中方框标识区域的能谱分析结果(b)。

从图1和图2可以看出，未进行涂层热处理的对比样品B的MT-Ti(C,N,O)层中存在微量杂质Cl元素，但未检测到Co元素；进行了涂层热处理的样品A的MT-Ti(C,N,O)层的晶界处由于存在从基体扩散至涂层的Co元素而呈现白色线状，同时能谱分析结果也表明，涂层内含有原子分数为1.39％的Co元素。

具体实施方式

下面结合实施例、对比例和附图对本发明作进一步说明。

实施例一

采用CVD技术在硬质合金可转位刀片(CNMG120408E，车刀)上涂覆5层涂层，硬质合金组分包括：7％的Co(质量分数，下同)，3.5％的立方碳化物以及余量的WC。这五层的厚度约为16.5μm，由TiN(约0.5μm)，MT-TiCNO(约8μm)、TiAlOCN(约0.5μm)、α-Al₂O₃(约7μm)和TiN(约0.5μm)构成。三种样品被分别称为样品A、样品B(对比样1)和样品C(对比样2)。所述这三种样品涂层工艺皆相同，如表1所述。

表1涂层沉积的工艺参数

所不同的是，涂层沉积之后，样品A继续在CVD涂层炉内于纯H₂气氛进行1100℃、保温200min的热处理(涂层后原位热处理)；涂层沉积之后，样品B不做热处理，直接进入冷却阶段。样品C涂层沉积冷却出炉后在真空炉内进行1130℃、保温500min的热处理。图1是样品B(未进行涂层沉积后热处理)的涂层中，MT-Ti(C,N,O)涂层所在微区的扫描电镜照片和图中方框标识区域的能谱分析结果。从图1可以看出，MT-Ti(C,N,O)涂层中存在微量杂质Cl元素，但未检测到Co元素。图2是样品A(进行了涂层沉积后热处理)的涂层中，MT-Ti(C,N,O)所在微区的扫描电镜照片和图中方框标识区域的能谱分析结果。从图2所示扫描电镜电子背散射图像可以看出，由于存在从基体扩散至涂层的Co元素，涂层晶界呈现白色线状，同时能谱分析结果表明涂层内含有原子分数为1.39％的Co。基于样品A和样品B涂层抛光截面的X射线衍射分析结果，采用Scherrer公式计算结果表明，所制备的MT-Ti(C,N,O)涂层的平均晶粒度为50nm。由图1b的能谱分析结果可知，样品B表面MT-Ti(C,N,O)中C、N、O的原子分数分别为0.55、0.33和0.12。由图2b的能谱分析结果可知，样品A表面MT-Ti(C,N,O)中C、N、O的原子分数分别为0.52、0.35和0.13。

通过对钢件的车削，对实施例一中的样品A、样品B和样品C进行切削对比实验，三组刀片样品的测试数量均为5片。在切削实验前，先后采用湿喷砂和抛光对涂层表面进行处理，测得涂层表面粗糙度Ra＝0.15μm。切削实验参数如下：

操作：连续车削

工件形状：圆柱件；

材料：45^#碳钢；

刀片类型：CNMG 120408E；

切削速度：300m/min；

进给量：0.3mm/rev；

切深：2.0mm；

切削方式：湿式切削

车削实验结果表明，对比样B中一个试样在切削时间达到14分钟时，观察发现已出现崩刃，其余四个样品在切削18分钟结束之后均出现了因微崩口或崩刃导致的涂层刀具失效现象。对比样C中在切削9分钟结束后观察发现均出现了因微崩口或崩刃导致的涂层刀具失效现象。三种刀片后刀面磨损量VB(单位mm)测量结果见表2，其中对比样B切削14分钟后的刀片后刀面磨损量VB是4个样品的平均测量结果。

表2车削刀片的后刀面磨损量，mm

样品编号	4分钟	9分钟	14分钟	18分钟
					样品A	0.04	0.07	0.12	0.30
样品B(对比样1)	0.05	0.12	0.29	失效
					样品C(对比样2)	0.09	失效

由表2可知，本发明显著提高了涂层刀具的耐磨性以及抗崩刃和抗崩口能力。显然，涂层刀具的耐磨性改善与MT-Ti(C,N,O)涂层微观组织纳米化效应所伴随的硬度提高密切有关；抗崩刃和抗崩口能力的改善与涂层韧性改善密切相关。值得注意的是，过度的热处理会导致刀具的提前失效。

为了更权威、更专业地表征涂层刀片的韧性，本发明按照切削刀具领域评价切削刀片冲击韧性的通用方法对实施例一中样品A和样品B进行了冲击韧性实验。实验方法是端面车削带4个对称槽的圆棒料。刀片出现崩刃或破损时认为刀片失效，用刀片切过槽的数量来评价刀片的冲击韧性，即所能承受的冲击次数。由于样品C抗崩刃能力明显低于样品A和样品B，因此不对样品C进行冲击韧性实验。

切削实验参数如下：

操作：断续车削

工件形状：带槽圆柱件

材料：45^#碳钢

刀片类型：CNMG 120408E

切削速度：270m/min

进给量：0.18mm/rev

切深：1.5mm

切削方式：干式切削

表3车削刀片承受的冲击次数，次

样品编号	第一组	第二组	第三组	第四组
					样品A	4090	4856	4538	4672
样品B(对比样)	3568	2627	3153	3866

由表3可知，经过涂层沉积后热处理的样品A在切削时即使受到反复的机械冲击和热冲击，涂层也不容易产生破损以及剥落，切削刀具的抗崩刃和抗崩口能力得到显著提升。显然，抗崩刃和抗崩口能力改善与涂层韧性改善密切相关。

实施例二

采用CVD技术在TiCN基金属陶瓷可转位刀片(CNMG120408E，车刀)上涂覆5层涂层。TiCN基金属陶瓷的组分包括：7.5％的Co(质量分数，下同)，7.5％的Ni，20％WC，5％Mo₂C、3％TaC、3％NbC和余量的TiC_0.5N_0.5。5层涂层的总厚度约为13.5μm，由TiN(约0.5μm)，MT-Ti(C,N,O)(约8μm)、TiAlOCN(约0.5μm)、α-Al₂O₃(约4μm)和TiN(约0.5μm)构成。两种样品被分别称为样品D和样品E(对比样)。所述这两种样品涂层工艺皆相同。反应气体组分、沉积压力和温度如表1所述，仅调整涂层的沉积时间，达到改变涂层厚度的目的。涂层沉积出炉之后，样品D在真空炉内进行1050℃、保温240min的热处理；涂层沉积之后，样品E不做热处理。按照实施例一所述测量方法进行热处理后的涂层微区成分分析，分析结果表明，样品D涂层中Co和Ni平均原子百分比分别为0.71％和0.64％，涂层中Co和Ni平均原子百分比总和为1.35％。

通过对铸铁的车削，对实施例二的样品D和样品E进行切削对比实验，二组刀片样品的测试数量均为5片。在切削实验前，先后采用湿喷砂和抛光对涂层表面进行处理，实验测得涂层表面粗糙度Ra＝0.15μm。切削实验参数如下：

操作：连续车削

工件形状：圆柱件

材料：灰口铸铁

刀片类型：CNMG 120408E

切削速度：350m/min

进给量：0.3mm/rev

切深：1.8mm

切削方式：干式切削

车削实验结果表明，对比样E中4个试样在切削时间达到24分钟时，观察发现后刀面磨损量已经大于0.3mm，判定为失效，其中1个试样在切削24分钟后出现了因崩刃导致的涂层刀具失效现象。两种刀片后刀面磨损量VB(单位mm)测量结果见表4，其中对比样E切削18分钟后的刀片后刀面磨损量VB是4个试样的平均测量结果，因为其中一个试样已经出现微崩口。对比样E在切削时长达到24分钟后的失效形式是后刀面磨损量已经大于0.3mm和崩刃。后刀面磨损量达到0.3mm的失效判据是业内常用标准。

表4车削刀片的后刀面磨损量，mm

样品编号	6分钟	12分钟	18分钟	24分钟	32分钟
						样品D	0.08	0.14	0.20	0.25	0.30
样品E(对比样)	0.12	0.19	0.28	失效

由表4可知，本发明显著提高了涂层刀具的耐磨性。

实施例三

采用CVD技术在硬质合金可转位刀片(SNGX1206ANN，铣刀)上涂覆5层涂层，硬质合金组分包括：10％的Co(质量分数，下同)，1.5％的(Ti,Ta,Nb)C以及余量的WC。5层涂层的总厚度约为6.5μm，由TiN(约0.5μm)，MT-Ti(C,N,O)(约2.2μm)、TiAlOCN(约0.5μm)、α-Al₂O₃(约3.0μm)和TiN(约0.3μm)构成。两种样品被分别称为样品F、样品G(对比样1)。所述这两种样品涂层工艺皆相同。反应气体组分、沉积压力和温度如表1所述，仅调整涂层的沉积时间，达到改变涂层厚度的目的。涂层沉积出炉之后，样品F在管式炉内于高纯Ar气中进行1000℃、保温400min的热处理；涂层沉积之后，样品G不做热处理。

通过对钢件的铣削，对实施例三的样品F和样品G进行切削对比实验，二组刀片样品的测试数量均为5片。在切削实验前，先后采用湿喷砂和抛光对涂层表面进行处理，实验测得涂层表面粗糙度Ra＝0.15μm。切削实验参数如下：

操作：面铣削

工件形状：方块件

材料：合金钢

刀片类型：SNGX1206ANN

铣削速度：200m/min

铣削进给量：0.2mm/z

铣削切深：1mm

铣削宽度：60mm

切削方式：干式切削

刀片后刀面磨损量VB(单位mm)测量结果见表5。对比样G在切削时间超过16分钟以后，均出现了不同程度的崩口或崩刃所导致的涂层刀具失效现象。

表5铣削刀片的后刀面磨损量，mm

样品编号	4分钟	10分钟	16分钟	22分钟
					样品F	0.04	0.14	0.20	0.29
样品G(对比样1)	0.06	0.18	0.28	失效

上表5可以看出，本发明的涂层切削刀片提高了刀具的耐崩性和耐磨性。

对比现有技术，本发明的刀片无论车削还是铣削，皆使得刀具寿命得到了显著提高。

上述实施例仅用来进一步说明本发明的一种具有增强韧性和耐磨性的涂层及其制备方法与应用，但本发明并不局限于实施例，凡是根据本发明的技术实质对以上实施例所做得任何简单修改，等同变化与修饰，均落入本发明技术方案的保护范围。

Claims (10)

1.一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，其特征在于：所述具有增强韧性和耐磨性的涂层是指一种涂覆在基体上的硬质涂层，所述基体是指含Co硬质基体；所述硬质涂层包含一层采用CVD方法沉积，厚度＞1μm的Ti(C_xN_yO_z)涂层，其中，x+y+z＝1，0.5≤x≤0.7，0.3≤y≤0.5，0＜z≤0.2；所述硬质涂层晶界处分布着浓度>1.0at.％的基体粘结金属，表面粗糙度Ra＜0.7μm；所述含Co硬质基体是指含Co硬质合金和含Co金属陶瓷；所述基体粘结金属是指含Co硬质基体中的Co、或Co和Ni；所述CVD是指化学气相沉积；所述at.％是指原子百分比。

2.根据权利要求1所述一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，其特征在于：所述涂层在涂层沉积后，采用热处理将基体中的粘结金属扩散至涂层晶界；所述涂层沉积后热处理，可在涂层沉积后继续在CVD涂层炉内于纯H₂气氛中进行，也可在涂层沉积出炉后在真空或惰性气氛中进行；所述涂层沉积后热处理温度低于含Co硬质基体中液相出现温度，为1000～1100℃，热处理保温时间为200～400min。

3.根据权利要求1或2任意一项所述一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，其特征在于：所述涂层总厚度为5～30μm；所述涂层由基体依次向外分布5层，第1层为TiN或TiC或TiCN，优选TiN，其厚度为0.1～2μm；第2层为Ti(C_xN_yO_z)，厚度为2～15μm；第3层为TiAlOCN，厚度为0.1～1μm；第4层为α-Al₂O₃，厚度为2～15μm；第5层为厚度0.1～2μm的顶层TiN着色层。

4.根据权利要求1或2或3任意一项所述一种具有增强韧性和耐磨性的涂层，其特征在于：所述Ti(C_xN_yO_z)涂层为超细、纳米晶，其平均晶粒度＜0.2μm。

5.一种具有增强韧性和耐磨性的涂层的制备方法，其特征在于：所述具有增强韧性和耐磨性的涂层是指一种涂覆在基体上的硬质涂层；所述基体是指含Co硬质基体；所述硬质涂层包含一层采用CVD方法沉积，厚度＞1μm的Ti(C_xN_yO_z)涂层，其中，x+y+z＝1，0.5≤x≤0.7，0.3≤y≤0.5，0＜z≤0.2；

所述含Co硬质基体是指含Co硬质合金和含Co金属陶瓷；所述基体粘结金属是指含Co硬质基体中的Co、或Co和Ni；所述CVD是指化学气相沉积；

所述涂层在涂层沉积后，采用热处理将基体中的粘结金属扩散至涂层晶界，且涂层晶界处分布着浓度>1.0at.％的基体粘结金属；

所述涂层沉积后热处理，可在涂层沉积后继续在CVD涂层炉内于纯H₂气氛中进行，也可在涂层沉积出炉后在真空或惰性气氛中进行；所述涂层沉积后热处理温度低于含Co硬质基体中液相出现温度，为1000～1100℃，热处理保温时间为200～400min；

所述涂层总厚度为5～30μm；所述涂层由基体依次向外分布5层，第1层为TiN或TiC或TiCN，优选TiN，其厚度为0.1～2μm；第2层为Ti(C_xN_yO_z)，厚度为2～15μm；第3层为TiAlOCN，厚度为0.1～1μm；第4层为α-Al₂O₃，厚度为2～15μm；第5层为厚度0.1～2μm的顶层TiN着色层；所述第2层Ti(C_xN_yO_z)涂层为超细、纳米晶，其平均晶粒度＜0.2μm；所述涂层在出厂前进行涂层表面机械处理；所述涂层表面机械处理是指，先后采用湿喷砂和抛光对涂层表面进行处理，使得涂层表面粗糙度Ra＜0.7μm。

6.根据权利要求5所述一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，其特征在于：TiN涂层制备方法为：在900～1000℃、100～400mbar条件下，以TiCl₄、N₂和H₂为前驱体，通过化学反应制备。

7.根据权利要求5所述一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，其特征在于：所述Ti(C_xN_yO_z)涂层以TiCl₄、N₂、CO、H₂和CH₃CN混合气体为前驱体，在800～900℃、50～200mbar条件下，通过化学反应制备；所述Ti(C_xN_yO_z)涂层中的O含量通过CO在混合气体中的体积分数控制；所述Ti(C_xN_yO_z)涂层晶粒度的超细和纳米化，通过增加CO在混合气体中的体积分数实现；所述CO在混合气体中的体积分数大于2％，但小于8％；所述混合气体中CO体积分数增加，是通过降低混合气体中载气H₂的体积分数实现。

8.根据权利要求5所述一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，其特征在于：所述TiAlOCN涂层以TiCl₄、N₂、H₂、CH₄、CO、CO₂和AlCl₃混合气体为前驱体，在900～1000℃、50～200mbar条件下，通过化学反应制备。

9.根据权利要求5所述一种具有增强韧性和耐磨性的涂层制备方法，其特征在于：所述Al₂O₃涂层以H₂、AlCl₃和CO₂混合气体为前驱体，以H₂S为催化剂，在900～1000℃、100～250mbar条件下，通过化学反应制备。

10.一种具有增强韧性和耐磨性涂层的应用，其特征在于：所述具有增强韧性和耐磨性涂层的应用是指用作金属加工切削刀具；所述用作金属加工切削刀具的涂层刀片在出厂前进行涂层表面机械处理；所述涂层表面机械处理是指，先后采用湿喷砂和抛光对涂层表面进行处理，使得涂层表面粗糙度Ra＜0.7μm。

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