在当今通过除屑进行机加工的金属切削中，使用的所有PVD涂层 中的大部分由TiN、Ti(C，N)和(Ti，Al)N的微晶构成，其中具有立方NaCl 类型的结构。但是，亚稳态的(Ti，Al)N层在升高的温度下，在热处理期 间或者如果提供足够的能量时工作的情况下，会发生相变，分解成 c-TiN和h-AlN。c-TiN和/或h-AlN的析出物会作为涂层中的硬化成 分。已经证实，c-TiN和/或h-AlN析出物在立方c-(Ti，Al)N基体中的优 化含量会提高涂层的性能，如EP-A-1400609和EP-A-1452621中所公 布的。然而，在六方结构(纤维锌矿型)中占据的原子体积比立方结 构(NaCl型)中的原子体积大25％。因此，对于施加的(Ti，Al)N涂层， 如果结构转变程度过大，则会导致涂层的粘结性降低并且磨损加快。

本发明的一个目的是提供一种涂层，包括含有h-MeX相的至少一 层，将涂层施加到通过除屑进行机加工的切削工具上。
本发明的另一个目的是提供一种方法，通过使用PVD技术，沉积 包括h-MeX相的涂层。
已经发现，通过平衡化学成分、生长期间的热能数量和离子感应 表面激活的程度、生长速度和压力，能够获得含有h-MeX相的涂层， 与现有技术相比，这种涂层在金属切削方面性能提高。这种涂层包括 h-MeX晶体，这种晶体可以与氮化物和/或碳化物和/或氧化物的c-NaCl 型结构同时存在或者单独存在。使用PVD技术，优选通过电弧气化法， 沉积涂层。
附图说明
图1为使用CuKα放射和θ-2θ几何，从根据本发明的h-NbN涂 层中获得的沉积状态下X射线衍射图案；
图2为使用CuKα放射和θ-2θ几何，从原子比Nb/Zr＝29/71的 (Nb，Zr)N涂层中获得的沉积状态下X射线衍射图案；
图3为使用CuKα放射和初始光束与样品表面间为1°的恒定入 射掠角(constant gracing incident angle)，并且通过仅扫描来自本发明 的NbN涂层的检测器，获得的沉积状态下X射线衍射图案；
图4为使用CuKα放射和θ-2θ几何，从原子比Nb/Zr＝86/14的 (Nb，Zr)N涂层中获得的沉积状态下X射线衍射图案；

根据本发明，提供一种用于通过切屑去除进行机加工的切削工具， 包括硬质合金、金属陶瓷、陶瓷、立方氮化硼基材料或高速钢的硬合 金基底，在基底上沉积有由一层或多层难熔化合物层构成的耐磨涂层， 该涂层包括至少一层h-MeX相的晶体层。其它涂层可以由选自Ti，Zr， Hf，V，Nb，Ta，Cr，Mo，W，Si和Al中的元素的氮化物和/或碳化物 和/或氧化物构成，采用的生长方法为物理气相沉积(PVD)或其它沉 积技术，例如离子增强化学气相沉积(PACVD)和/或化学气相沉积 (CVD)。根据本发明的工具特别适用于金属切削应用，其中，切屑 厚度小，加工的材料硬，例如使用立铣刀(solid end mill)进行的仿型 铣削，刃式铣刀铣削或者硬化钢的钻孔。
一层或多层h-MeX层包括h-MeX相的晶体。其成分可被描述为 Me1aMe21-aXb，其中Me1为元素V，Cr，Nb和Ta中的一个或多个， Me2为元素Ti，Zr，Hf，Al和Si中的一个或多个，a>0.5，并且X为元素 N，C，O和B中的一个或多个。这里，非金属与金属的原子比被定义 为在h-(Me1，Me2)X相中，R＝(at-％X)/(at-％Me1+at-％Me2)，其 中，R在0.5和1.0之间，优选在0.75和1.0之间。
h-MeX层包括h-(Me1，Me2)X相，其特征在于：
存在六方相微晶，h-(Me1，Me2)X，利用在θ-2θ和/或入射掠角几 何中，X射线衍射图案(XRD)检测显示出下列特征中的一个或多个：
使用CuKα放射在2θ为大约35°的情况下，h-(Me1，Me2)X(100) 出现峰值；
使用CuKα放射在2θ为大约39°的情况下，h-(Me1，Me2)X(101) 出现峰值；
使用CuKα放射在2θ为大约48°的情况下，h-(Me1，Me2)X(102) 出现峰值；
使用CuKα放射在2θ为大约62°的情况下，h-(Me1，Me2)X(110) 出现峰值；
使用CuKα放射在2θ为大约62°的情况下，h-(Me1，Me2)X(103) 出现峰值；
使用CuKα放射在2θ为大约72°的情况下，h-(Me1，Me2)X(112) 出现峰值；
使用CuKα放射在2θ为大约75°的情况下，h-(Me1，Me2)X(201) 出现峰值；
使用CuKα放射在2θ为大约83°的情况下，h-(Me1，Me2)X(202) 出现峰值；和
当Me和X各不是Nb和N时，峰值位置会改变；
h-(Me1，Me2)X的结构优选为反NiAs(anti-NiAs)型；
由比例K定义的织构，在θ-2θ几何下，使用CuKα放射，K为 h-(Me1，Me2)X(100)峰的面积与h-(Me1，Me2)X(110)峰加(103) 峰的面积之间的比值，介于0和0.5之间，优选在0.0和0.25之间；
在θ-2θ几何下，使用CuKα放射，由小晶粒和/或各向异性应力 引起的半高宽值：
对于h-(Me1，Me2)X(110)峰加(103)峰，在0.5—3.0°2θ之间， 和/或
对于h-(Me1，Me2)X(100)峰，在0.4—2.5°2θ之间；和
X由低于30at-％的O和/或B以及平衡量的N和/或C组成，at-％ 为原子百分比。
与NaCl型c-MeX结构的立方单相相比，包括h-(Me1，Me2)X的涂 层的硬度显著提高，参见实施例1，在h-(Nb，Zr)N和c-(Nb，Zr)N的系 统中已得到证明。
如果根据本发明的含h-(Me1，Me2)X的涂层与其它涂层结合，总的 涂层厚度在0.1到15μm之间，优选在0.5和12μm之间，其中，不 含h-(Me1，Me2)X的涂层的总厚度在0.5到10μm之间变化。
在其它可选实施例中，结合有或者不结合有上述其它涂层的根据 本发明的含h-(Me1，Me2)X的涂层其厚度在0.5和12μm之间，在涂层 的顶面可以沉积0.5到5μm之间厚度的外部硬质低摩擦材料层，该材 料以MoS2、DLC(类似金刚石的涂层)或者MeC/C为基础，其中， Me为Cr，W，Ti，或Ta。
在另一个可选实施例中，含h-(Me1，Me2)X的涂层其厚度在0.1到 2μm之间，该含h-(Me1，Me2)X的涂层为一种到五种不同材料中的一 种，该材料是介于1.0到15μm厚的多层涂层，所述多层涂层由单独 的2—500层构成，优选为5—200层构成。
在另一个可选实施例中，含h-(Me1，Me2)X的涂层为0.5到20μm 厚，能够沉积在CVD涂层的顶面，该CVD涂层可包括一层或多层Al2O3 微晶。
在另一个可选实施例中，使用至少一个厚度为0.1到1.0μm的含 h-(Me1，Me2)X的涂层进行金属切削应用，其中，切屑的厚度非常小。
这里利用Nb-Zr-N系统示例出生长包括本发明的h-(Me1，Me2)X相 的涂层的方法，该方法依据合金阴极或者复合阴极的电弧气化法，遵 照下列条件进行：
Nb-Zr阴极的成分为>70at-％的Nb，，优选为大于80at-％的Nb， 和平衡量的Zr；
根据阴极的尺寸和材料，气化电流在50A到200A之间，使用直 径为63mm的阴极时，气化电流优选在70A到140A之间；
基底的偏压在-10V和-300V之间，优选在-40V和-120V之间；
沉积温度在400℃和700℃之间，优选在500℃和700℃之间。
如果使用纯的Nb和/和Zr的阴极，气化电流优选为，对于Nb是 在80A和140A之间，对于Zr是在60A和100A之间。为了获得涂层 的正确成分，使用纯的单一金属阴极，需要适当地优化电弧的电流和 每种元素的阴极数目。通过使用数目为Zr阴极数目两倍的Nb阴极， 和/和对Nb阴极采用较高的电弧电流，在Nb-Zr系统中能够获得正确 的涂层成分和结构。
当生长含h-(Me1，Me2)X的涂层时，使用含有0—50vol-％(体积百 分比)的Ar、优选为0—20vol-％的Ar的Ar+N2气氛，总压力为0.5Pa 到9.0Pa，优选为1.5Pa到5.0Pa。
为生长h-(Me1，Me2)X涂层，其中X包括C和O，在N2和/或Ar+N2 气氛中需要加入含碳和/或含氧的气体，例如C2H2，CH4，CO，CO2和 O2。如果X也包括硼，也可以向该气氛中加入带有硼的合金靶或者加 入含硼的气体。
为了获得根据本发明的其中一种优选结构，即，含h-(Me1，Me2)X 涂层，这里以h-(Nb，Zr)N示例，已经发现，应当定义几个沉积参数。 一个重要的因子是来自阴极的Nb通量与N2分压的比值，PN2。而本发 明不局限于特别的理论。应该认识到，与Nb通量直接相关的沉积率在 旋转角中的分量非常低，其中，在旋转角内发生大部分的沉积。沉积 率不应该过高，在一折旋转(one fold rotation)中低于大约4μm/h， 其中，两个Nb阴极分开180°，或者在三折旋转中为大约1.5μm/h。 上述给出的沉积率实际为平均值而且不是关键参数，其可以看作是530 ℃沉积温度下的粗略参考。在采用更高的沉积率时，会需要更高的沉 积温度。对于每一个沉积率，对于过程中的PN2具有较低的下限。过低 的PN2会导致涂层中出现金属性的Nb(N)和/或c-NbN。在使用的系统中， 在高于0.5Pa的压力下能够获得最佳结果。因为一个关键因素是保持最 大沉积率较低，阴极表面与基底之间的最小距离是很重要的，优选为 150mm或更大。这里，130mm以下的距离看起来过小。
由于类似于Nb，也可以使用V和/或Ta作为Me1，来沉积上述类 型的含有h-(Me1，Me2)X相的涂层。使用Ti，Zr，和Hf作为Me2，当作 合金元素也是可行的，根据表1中公开的Nb-Zr-N系统中硬度vs.成分 值，使用的最大合金量在总的金属含量中优选小于20at-％，更优选小 于15at-％。对此合金途径的实施例为 h-(V，Nb，Ta)N，h-(V，Nb，Ta)1-x(Ti，Zr，Hf)xN，其中，x优选<0.2，最优选 <0.15。
为了获得良好的抗高温氧化性，与碳氮化物和碳化物相比，最好 采用氮化物。另外，通过将Ti，Al和Si作为Me2元素和Cr作为Me1 元素，进行合金化，可以获得提高的抗氧化性。这些合金元素可以出 现在h-(Me1，Me2)X相中，也可以出现在可以是c-NaCl类型的第二相 中。
当生长含h-(Me1，Me2)X的涂层时存在着风险，即，压缩残余应力 会很高，达到相应于(h-MeX相的)0.5％到1.5％应变的3—8Gpa的 程度，当使用尖的切削刃和/或当对良好附着力的需求是最重要的时候， 这会负面影响切削时的性能。一个减小压缩残余应力的可能方案是采 取后期退火处理，或者当场进行退火，优选在Ar和/或N2的气氛下， 温度在600—1100℃下进行20到600分钟。
已经参照采用电弧气化法沉积的含h-(Me1，Me2)X相的涂层描述 了本发明。应当理解，含h-(Me1，Me2)X相的涂层也可以利用其它PVD 技术生产，例如磁控管溅射、电子束气化、离子电镀或激光消融。
实施例1
使用抛光的硬质合金基底，其成分为93.5wt-％的WC—6wt-％的 Co—0.5wt-％的(Ta，Nb)C，wt-％的为重量百分比。WC晶粒尺寸为 大约1μm，硬度为1630HV10。
沉积之前，使用碱性溶液和酒精在超声波浴池中进行基底清洗， 然后基底被放在PVD系统中，使用一个完整循环的夹具固定。阴极到 基底的最短距离是160mm。系统压力被减小到小于2.0×10-3Pa，然后， 利用Ar离子对基体进行溅射清洗。使用Nb和Zr阴极(直径为63mm) 的电弧气化法生长涂层，该阴极被这样安装，垂直的金属成分梯度从 Nb0.97Zr0.03变化到Nb0.29Zr0.71(利用EDS测量)。含有h-AlN的样品中 氮含量(利用EDS测量)在(Nb，Zr)N0.77-0.92之间。这意味着，比例 R＝(at-％X)/(at-％Me1+at-％Me2)在0.77和0.92之间，其中， X为N，Me1为Nb，Me2为Zr。
在99.995％的纯N2气氛下进行沉积，总压力为3.0Pa，基底偏压 为-110V，进行60分钟。层厚大约3.5μm。沉积温度大约530℃。沉 积后立即向腔室中通入干燥N2进行通气。
除了使用纯Nb元素的阴极，采用上述相同的参数，在单独的沉积 试验中沉积NbN层。
图1和图2中分别示出沉积的NbN涂层和Nb0.29Zr0.71N涂层的X 射线衍射图案(CuKα放射，θ—2θ几何)。除了对应于WC-Co基 底的峰值外，在NbN和Nb0.29Zr0.71N涂层的图案之间几乎没有相似性。 图2中，Nb0.29Zr0.71N涂层由NaCl型结构组成，例如(111)，(200)， (220)和(311)峰的标示。但是，NbN的XRD图案完全不同。特 别是，没有立方NaCl型结构，并且在2θ为62°时出现了大的峰 (FWHM＝1.2°2θ)，并且在2θ为38°时出现了峰(FWHM＝1.3 °2θ)，两个峰在Nb0.29Zr0.71N中看不到。而且，从70到75°2θ， 在NbN中强度稍微提高，而在Nb0.29Zr0.71N的同一区域中强度下降。 并且，与NbN涂层在34.0°2θ的峰位置相比，Nb0.29Zr0.71N中34.5° 2θ的峰位置明显不同。对于NbN样品，由h-(Me1，Me2)X(100)峰的 面积与h-(Me1，Me2)X(110)峰+(103)峰面积之间的比值定义的织 构(K)为0.12。h-NbN(110)+(103)峰的FWHM为1.2°2θ， h-NbN(100)峰的FWHM为0.7°2θ。
利用X射线衍射，使用在主要光束与样品表面之间为1°的恒定 入射掠角，并且扫描检测器以便放大来自涂层的峰，进行沉积状态下 的NbN的相识别，请见图3。通过检测出反NiAs型结构内的衍射图案， 证实出现h-NbN。在Zr含量增加时，c-(Nb，Zr)N(NaCl型结构)的含 量增加。图4示出来自沉积状态下的原子比为Nb/Zr＝86/14(样品E) 的涂层的X射线衍射图案。对于此样品比例L＝0.25，其中，L为在大 约62°2θ的h-(Me1，Me2)X(110)的峰面积(＝A(h-(Me1，Me2)X) 110)与在大约41°2θ的c-(Me1，Me2)X(200)的峰面积(＝A (c-(Me1，Me2)X)200)的比值，即，L＝A(h-(Nb，Zr)N)110/A(c-(Nb，Zr)N) 200。
对于表1中选定的样品，对于h-(Nb，Zr)N(110)峰+(103)峰 的峰值—背景比例分别为153(A)，92(B)，109(C)，79(D) 和4.5(E)。
利用纳米压痕(nanoindentation)，使用纳米压痕仪(Nano IndenterTM II)，在抛光的渐缩横截面上施加最大载荷25mN，导致出 现深度约200nm的最大穿透深度，来测量Nb-Zr-N涂层的硬度和杨氏 模量。在表1中给出硬度和杨氏模量数值。从表1中可以清楚看出， 当涂层中具有h-(Nb，Zr)N时，硬度急遽提高。Nb/Zr＝86/14、样品为E 的涂层，其硬度在h-(Nb，Zr)N的等级之间，大约43—48Gpa，c-(Nb，Zr)N 涂层的硬度大约33Gpa。
表1.

实施例2
MM12-12012-B90P-M05型硬质合金的可更换端铣刀，其成分为 90wt-％的WC—10wt-％的Co(WC晶粒尺寸为0.8μm)，使用类似 实施例1的沉积条件对其进行施加涂层(实施例2中样品的名称指与 实施例1中具有类似成分的样品名称)。使用具有三个完整循环的固 定。端铣刀位于不同的高度，以便获得不同的成分。沉积时间从实施 例1中的调整到140分钟，而在前刀面上获得3.0μm的厚度。作为参 照，使用相同几何形状和基底的TiN涂层的端铣刀，这里称之为TiN。 在该样品中前刀面的涂层厚度为1.4μm。
使用下述切削数据，进行半成品仿型铣削测试：
材料：DIN X100CrMoV5 1，硬度59HRC
n＝4050rpm
ap＝ae＝0.9mm
vf＝900mm/min
hm＝0.015mm，
铣削30分钟后，测量两个不同部位(在顶面，和距顶面1mm的 地方)的最大边缘磨损，Vb max，见表2。
表2
  样品 Vb max[mm] 顶面 Vb max[mm] 距顶面1mm C 0.20 0.12 E 0.47 0.28 I 0.68 0.24 TiN 0.82 0.18
该仿型铣削试验表明，样品C(本发明)具有最低的磨损率，其 次是混和有h-(Nb，Zr)N和c-(Nb，Zr)N结构的样品E。
实施例3
使用RDHW 10T3M0T-MD06刀片进行仿型铣削试验，刀片的涂 层类似实施例1(样品A，C和E)中的涂层。当刀片出现如定义中的 磨损，即，出现火花并且材料表面出现不平，测量工具的寿命。在表3 中给出工具的寿命。
材料：DIN X155CrMoV12 1，硬度58HRC
干加工
Vc＝250m/min
fz＝0.2mm/齿
ap＝1mm，ae＝2mm