涂层切削工具及其制备方法.pdf

本发明涉及一种具有涂层的涂层切削工具，所述涂层包括如下的多层结构，该多层结构由形成序列A/B/A/B/A......的交替的层A和B组成，或者由交替的层A和B以及在交替层A和B之间的中间层C组成，其中交替层A和B和中间层C形成序列A/C/B/C/A/C/B......。层A由ZrAlN组成，层B由TiN组成。层C包含源自层A和层B中的每个的一种或多种金属元素但组成和结构与层A和B不同。本发明还提供了一种制备所述涂层切削工具的方法。所述方法包括在使用前热处理所述涂层切削工具。

权利要求书
1.  一种涂层切削工具，包括基底和基底上的涂层，其中所述涂层包括多层结构，所述多层结构由如下的层组成：
交替的层A和层B，其形成序列A/B/A/B/A......，层A和层B的单层厚度为1-30nm，其中层A由Zr1-xAlxN组成，其中0＜x＜1，层B由TiN组成，
或者
交替的层A和层B以及在所述交替层A和B之间的中间层C，其形成序列A/C/B/C/A/C/B......，层A和层B的单层厚度为1-30nm，其中层A由Zr1-xAlxN组成，其中0＜x＜1，层B由TiN组成，其中层C包含源自层A和层B中的每个的一种或多种金属元素但组成和结构与层A和B不同。

2.  根据权利要求1所述的涂层切削工具，其中x是从0.02至0.35。

3.  根据权利要求2所述的涂层切削工具，其中x是从0.10至0.35。

4.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中Zr1-xAlxN是立方的。

5.  根据权利要求1所述的涂层切削工具，其中x是从0.35至0.90。

6.  根据权利要求5所述的涂层切削工具，其中x是从0.70至0.90。

7.  根据权利要求5或6所述的涂层切削工具，其中层A包含六方相的Zr1-xAlxN。

8.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中Zr1-xAlxN是平均粒宽小于10nm的纳米晶体。

9.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中层A和层B的单层厚度大于5nm且小于20nm。

10.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中所述多层结构的厚度为1-20μm，优选为1-15μm。

11.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中所述涂层是PVD涂层。

12.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中所述中间层C的厚度为层B单层厚度的50-150％。

13.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中所述中间层C的厚度为至少3nm。

14.  根据任一项前述权利要求所述的涂层切削工具，其中所述中间层C由Ti1-yZryN组成，其中y＞0。

15.  根据权利要求14所述的涂层切削工具，其中0＜y＜1。

16.  一种制备包括基底和在基底表面上的涂层的涂层切削工具的方法，所述方法包括：
沉积由形成序列A/B/A/B/A......的交替层A和B组成的多层结构，形成至少部分涂层的层A和层B的单层厚度是1-30nm，层A由Zr1-xAlxN组成，其中0＜x＜1，层B由TiN组成，和
热处理所述涂层以在所述交替层A和B之间形成中间层C，从而形成序列A/C/B/C/A/C/B......，层C包含源自所述交替的层A和层B中的每个的一种或多种金属元素。

17.  根据权利要求16所述的方法，其中所述涂层在至少1100℃热处理以形成所述中间层C。

说明书涂层切削工具及其制备方法
技术领域
本发明涉及用于金属的切削成型加工(chip forming machining)的涂层切削工具。特别地，涉及一种具有包括多层结构的涂层的涂层切削工具，该涂层切削工具在切削操作中，特别是产生高温的切削操作中，具有改进的性能。另外，本发明涉及一种制备所述涂层切削工具的方法。
背景技术
用于金属的切削成型加工的切削工具，例如圆角工具，即端铣刀、钻头等，以及刀片，其由耐用材料例如硬质合金、金属陶瓷、立方氮化硼或高速钢制成，都通常涂覆有表面涂层以延长切削工具的使用寿命。已知足够的表面涂层硬度对耐磨性非常重要。所述的表面涂层大部分是使用化学气相沉积(CVD)或物理气相沉积(PVD)技术沉积的。
首先使用的耐磨涂层之一是由氮化钛(TiN)制备的。TiN的高硬度、高熔点和抗氧化性与没有涂层的切削工具相比，产生显著改进的性能和使用寿命。这些优异的性能被进一步开发，而且目前由不同金属氮化物制成的涂层被用于不同应用的切削工具。例如Al经常被加入到TiN中，其可产生改进的高温抗氧化性。
已认识到，氮化钛铝(TiAlN)涂层的有益性能可至少部分归功于Ti-Al-N体系的混溶间隙，其确保了亚稳相的稳定性。还发现了TiAlN涂层表现出时效硬化，即热处理时硬度增大。增大的硬度归因于不混溶相的分离。立方TiAlN在约800-900℃热处理时分解为立方TiN和立方AlN，其限制了位错移动并导致了时效硬化效应。然而，在更高的 温度，例如约1000℃的温度下，立方相接着会转化为六方AlN，而涂层的硬度又会急剧下降，这在许多应用中可能是有害的。
Knutsson等在“Machining performance and decomposition of TiAlN/TiN multilayer coated metal cutting inserts”(TiAlN/TiN多层涂层的金属切削刀片的加工性能和分解)，Surface and Coatings Technology(表面和涂层技术)205(2011)第4005-4010页)中描述了具有PVD Ti0.34Al0.66N/TiN多层涂层的涂层切削工具刀片的微观结构表征和切削测试。发现与均质的Ti0.34Al0.66N涂层相比，多层涂层具有增强的热稳定性和改进的机械性能，这是由于更显著的温度引发的时效硬化效应，并且该时效硬化效应经历最高达1050℃的更宽的温度范围。该改进已证明与均质涂层相比能降低切削工具刀片的凹坑磨损和后刀面磨损。同时还披露了硬度随着多层周期的减少而增加。
虽然上述的时效硬化效应提高涂层切削工具的热稳定性和性能，但是在更高温度下急速降低的硬度仍然是个问题，特别对于Ni基合金、Ti基合金和硬化钢的加工而言。
发明内容
本发明的目的是提供一种在切削操作中，特别是在涂层切削工具中产生高温的切削操作中，具有改进的性能的涂层切削工具。本发明进一步的目的是提高涂层切削工具的涂层的热稳定性，从而提供即使经受的温度为1100℃也具有高硬度的涂层。
上述目的可由根据独立权利要求所述的涂层切削工具及其制备方法实现。
根据本发明的涂层切削工具包括基底，以及基底表面上的涂层，所述基底优选由硬质合金、金属陶瓷、陶瓷、立方氮化硼或高速钢制成，更优选由硬质合金或金属陶瓷制成。所述涂层包括如下的多层结 构，所述多层结构由如下的层组成：
交替的层A和层B，其形成序列A/B/A/B/A......，层A和层B的单层厚度为1-30nm，其中层A由Zr1-xAlxN组成，其中0＜x＜1，层B由TiN组成，
或者
交替的层A和层B以及在所述交替层A和B之间的中间层C，其形成序列A/C/B/C/A/C/B......，层A和层B的单层厚度为1-30nm，其中层A由Zr1-xAlxN组成，其中0＜x＜1，层B由TiN组成，其中层C包含源自层A和层B中的每个的一种或多种金属元素但组成和结构与层A和B不同。
为了本申请的目的，多层结构包括至少10层，更优选至少30个单层。即使经受1100℃的温度，该多层结构也表现出高硬度，因此在切削操作中，特别是在涂层切削工具中产生高温的切削操作中，性能得到提升。
在本发明的一个实施方式中，所述多层结构由交替的Zr1-xAlxN的层A和TiN的层B组成，其中0＜x＜1，层A和层B形成序列A/B/A/B/A......。当该多层结构用于切削操作时，多层结构中会产生热量而其微观结构会发生改变进而涂层表现出时效硬化，即，所述多层结构的硬度随热量的产生而增加。由于微观结构的变化，这种时效硬化效应即使在对多层结构加热到至少1100℃之后仍能保持。随着对多层结构的加热，微观结构发生变化，以使得在Zr1-xAlxN层中发生ZrN和AlN的分离，并在TiN层和Zr1-xAlxN层之间的初始界面处形成富Zr和Ti的层，并在初始的Zr1-xAlxN层中间形成富Al层。优选地，在沉积后的多层结构的亚层之间基本上不存在共格(coherency)，最多偶尔在从一亚层到一相邻亚层的界面处存在共格但不会跨越几个界面。由于特定的多层结构，加热并不产生贯穿数个亚层的柱状晶粒，至多有些晶粒共格穿过TiN-Zr1-xAlxN界面并穿过Zr1-xAlxN层，但在下一个Zr1-xAlxN-TiN界面处该共格被间断。由于改变了的微观结构，硬 度得以增加，且切削操作的性能得以改进。
在本发明的一个实施方式中，层A的Zr1-xAlxN的Al含量低，其中x为从0.02至0.35，优选地x为从0.1至0.35。由于低的Al含量，层A包括立方Zr1-xAlxN。优选地层A由立方Zr1-xAlxN组成，而层B由立方TiN组成。立方Zr1-xAlxN和立方TiN之间的晶格错配很小，因此相邻交替层之间的共格得以保证，且相邻交替层之间的粘附力得到改进。
在本发明的另一实施方式中，层A的Zr1-xAlxN具有高的Al含量，其中x是从0.35至0.90，优选地从0.50至0.90。在这种高Al含量的情况下，层A包括六方Zr1-xAlxN。x大于0.90的多层结构的微观结构的有利改变还未被认识到。更优选地，层A的Zr1-xAlxN具有高的Al含量，其中x是从0.60至0.90，甚至更优选地是从0.70至0.90，且Zr1-xAlxN是六方相。与许多其它金属氮化物不同，六方相的Zr1-xAlxN具有高硬度和高耐磨性。
在本发明的一个实施方式中，Zr1-xAlxN是平均粒宽小于10nm，优选小于5nm的纳米晶体。
在本发明的一个实施方式中，层A和层B的单层厚度大于5nm且小于20nm。期望单层厚度大于5nm以获得两层到三层的有益性分离。
在本发明的一个实施方式中，所述多层结构的厚度为1-20μm，优选1-15μm。
在本发明的一个实施方式中，所述涂层为PVD涂层。
在本发明的另一实施方式中，所述涂层为CVD涂层。
在本发明的一个实施方式中，所述多层结构由所述交替的单层厚度为1-30nm的层A和B，以及位于所述交替层A和B之间的中间层C组成，其中层A由Zr1-xAlxN组成，其中0＜x＜1，且层B由TiN组成，层C包含源自交替层A和B中的每个的一种或多种金属元素且具有与所述交替层A和B不同的组成和结构。从而形成具有形成序列A/C/B/C/A/C/B......层的多层结构。这使多层结构的硬度与上述多层结构因为使用切削工具，即在多层结构中产生热量而引起的时效硬化所获得的硬度相似。
在本发明的一个实施方式中，中间层C的厚度是层B单层厚度的50-150％。
在本发明的一个实施方式中，中间层C的厚度为至少3nm。
在本发明的一个实施方式中，中间层C由Ti1-yZryN组成，其中y＞0，优选地0＜y＜1。
在根据本发明上述实施方式的涂层切削工具的一种实施方式中，层A和层B的组成包含至少一种如下的另外的元素，其选自根据下文不会劣化多层结构有益的硬度性质的另外的第一、第二、第三和第四元素。层A含有第一元素和第二元素，所述第一元素包括Zr和Al以及任选地选自4a族、5a族和6a族元素、Si、和Y的一种或多种的另外的第一元素，所述第二元素包括N以及任选地选自C、O和B的一种或多种的另外的第二元素。层B含有第三元素和第四元素，所述第三元素包括Ti和任选地选自4a族、5a族和6a族、Si、Al和Y的一种或多种的另外的第三元素，所述第四元素包括N以及任选地选自C、O和B的一种或多种的另外的第四元素。
本申请还提供了一种制造涂层切削工具的方法，所述涂层切削工具包括基底以及在基底表面上的根据上述实施方式的包括中间层C的 涂层，其中所述基底优选由硬质合金、金属陶瓷、陶瓷、立方氮化硼或高速钢制成。所述方法包括如下的步骤：
沉积由形成序列A/B/A/B/A......的交替层A和B组成的多层结构，形成至少部分涂层的层A和层B的单层厚度是1-30nm，层A由Zr1-xAlxN组成，其中0＜x＜1，层B由TiN组成，和
热处理所述涂层以在所述交替层A和B之间形成中间层C，从而形成序列A/C/B/C/A/C/B......，层C包含源自所述交替的层A和层B中的每个的一种或多种金属元素。
优选地，该方法沉积得到的多层结构的性质与上述实施方式一致。
在一个实施方式中所述涂层至少在1000℃，优选至少在1100℃在非氧化气氛中进行热处理以形成中间层C。
可通过CVD或PVD沉积所述涂层。
在本发明的一个实施方式中，多层结构由PVD沉积得到，例如溅射沉积、阴极电弧沉积、蒸镀或离子镀。
由形成序列A/C/B/C/A/C/B......的交替层A、B以及C组成的多层结构也可通过顺序沉积这些层而获得。
当结合附图和权利要求书进行考虑，通过以下对本发明的详细说明，本发明的其它目的、优势和新颖特征将变得清楚。
附图说明
本发明的实施方式将参考附图进行说明，其中：
图1所示为本发明所述涂层的硬度随退火温度的变化和与参照涂层的比较。 发明详述
根据本发明第一实施方式所述的涂层切削工具包括基底和基底上的PVD涂层。所述涂层包括厚度为1-20μm，优选1-15μm的多层结构，该多层结构由形成序列A/B/A/B/A......的交替层A和B组成，其单层厚度为1-30nm，优选大于5nm且小于20nm，其中层A由立方Zr1-xAlxN组成，其中x是从0.02至0.35，优选x是从0.10至0.35，而层B由立方TiN组成。优选地，Zr1-xAlxN为平均粒宽小于10nm，优选小于5nm的纳米晶体。
根据本发明第二实施方式所述的涂层切削工具由基底和根据第一实施方式所述的涂层形成，并在至少1000℃，优选至少1100℃下在非氧化气氛中热处理以改变涂层的多层结构的微观结构。热处理后，所述多层结构由交替的层A和B以及位于层A和层B之间的中间层C组成，其形成序列A/C/B/C/A/C/B/C/A......，每层的单层厚度为1-30nm。层A由立方Zr1-xAlxN组成，其中x是从0.02至0.35，优选x是从0.10至0.35，而层B由立方TiN组成。优选地，Zr1-xAlxN是平均粒宽小于10nm，优选小于5nm的纳米晶体。层C包含一种或多种源自交替层A和B中的每个的金属元素，且其组成和结构与所述交替层A和B不同。由于热处理过程中在Zr1-xAlxN层中发生的ZrN和AlN的分离，层C是富Zr和富Ti的，其在TiN层和Zr1-xAlxN层之间的初始界面处形成，且在初始ZrAlN层的中间形成富Al区域。例如，中间层C可能由Ti1-yZryN组成，其中y＞0，优选0＜y＜1。层C的优选厚度取决于热处理和已沉积单层的厚度。层C的形成是以层A为代价的。优选地，层C厚度为至少3nm，不过，层C优选的厚度为层B单层厚度的50-150％，而层A在热处理后优选的厚度至少为3nm。优选地，并无贯穿数个亚层的柱状晶粒，最多是一些晶粒共格穿过TiN-ZrAlN界面并且穿过Zr1-xAlxN层，但在下一个界面处共格被间断。
根据本发明第三实施方式所述的涂层切削工具，包括基底和基底上的PVD涂层。所述涂层包括具有1-20μm，优选1-15μm厚度的多层 结构，所述多层结构由形成序列A/B/A/B/A......的交替层A和B组成，其单层厚度为1-30nm，优选大于5nm且小于20nm，其中层A由Zr1-xAlxN组成，其中x是从0.35至0.90，优选x是从0.70至0.90，而层B由立方TiN组成。层A的Zr1-xAlxN包括Zr1-xAlxN的六方相。优选地，Zr1-xAlxN是平均粒宽小于10nm，优选小于5nm的纳米晶体。
根据本发明第四实施方式所述的涂层切削工具，由基底和根据第三实施方式所述的涂层形成，在至少1000℃，优选至少1100℃下在非氧化气氛中热处理以改变涂层的多层结构的微观结构。热处理后，所述多层结构由交替的层A和B以及位于层A和层B之间的中间层C组成，其形成序列A/C/B/C/A/C/B/C/A......，每层的单层厚度为1-30nm。层A由六方Zr1-xAlxN组成，其中x是从0.35至0.90，优选x是从0.70至0.90，而层B由立方TiN组成。优选地，Zr1-xAlxN是平均粒宽小于10nm，优选小于5nm的纳米晶体。层C包含一种或多种源自交替层A和B中的每个的金属元素，且其组分和结构与所述交替层A和B不同。由于热处理过程中在Zr1-xAlxN层中发生的ZrN和AlN的分离，层C是富Zr和富Ti的，其在TiN层和Zr1-xAlxN层之间的初始界面处形成，且在初始ZrAlN层的中间形成富Al区域。例如，中间层C可由Ti1-yZryN组成，其中y＞0，优选0＜y＜1。层C的优选厚度取决于热处理和已沉积单层的厚度。层C的形成是以层A为代价的。优选地，层C厚度为至少3nm，不过，层C优选的厚度为层B单层厚度的50-150％，而层A在热处理后优选的厚度至少为3nm。优选地，并无贯穿数个亚层的柱状晶粒，最多是一些晶粒共格穿过TiN-ZrAlN界面并穿过Zr1-xAlxN层，但在下一个界面处共格被间断。
具体实施方式
实施例1-本发明-Zr0.65Al0.35N/TiN∧＝15nm
用欧瑞康巴尔采斯(Oerlikon Balzers)RCS系统通过阴极电弧沉积在由10重量％Co的WC-Co硬质合金制成的抛光CNMG120408-MM基底上沉积由Zr0.65Al0.35N和TiN的交替层组成的涂层，以形成涂层切 削工具。一个Zr0.65Al0.35靶材和一个Ti靶材作阴极，放置在系统的真空室的对向位置处。将基底载入真空室，在400℃，压力为1.7Pa，N2(400sccm)和Ar(200sccm)流，基底偏压-40V，同时以5rpm速度旋转基底以交替暴露于所述靶材的条件下实施沉积，从而得到由交替的Zr0.65Al0.35N和TiN层组成的周期为∧＝15nm的多层结构，即由剖面TEM测得的单层厚度为7.5nm。后刀面上的涂层厚度为2.2μm。沉积涂层中Zr和Al的相对组成基本与靶材相同。沉积后，涂层切削工具在800至1100℃的恒温下在Ar气氛中退火2小时。
实施例2-本发明-Zr0.65Al0.35N/TiN∧＝30nm
用阴极电弧沉积方法沉积由交替的Zr0.65Al0.35N和TiN层组成的涂层，根据实施例1的记载进行退火，但基底转速为2.5rpm，得到的周期为∧＝30nm，即单层厚度为15nm。后刀面上的涂层厚度为2.6μm。
实施例3-对比-Zr0.65Al0.35N/ZrN∧＝15nm
用阴极电弧沉积方法沉积由交替的Zr0.65Al0.35N和ZrN层组成的周期为∧＝15nm的涂层，根据实施例1的记载进行退火，但用Zr靶材取代Ti靶材。涂层厚度为约2-3μm。
实施例4-对比-Zr0.65Al0.35N/ZrN∧＝30nm
用阴极电弧沉积方法沉积由交替的Zr0.65Al0.35N和ZrN层组成的周期为∧＝15nm的涂层，根据实施例2的记载进行退火，但用Zr靶材取代Ti靶材。沉积时间与实施例2相同，因此得到的涂层厚度也大致相同。
实施例5-对比-Zr0.65Al0.35N单层
根据实施例1的记载用阴极电弧沉积方法沉积由Zr0.65Al0.35N单层组成的涂层，但仅使用Zr0.65Al0.35靶材且不旋转。沉积时间与实施例2中相同，因此涂层厚度也大致相同。
实施例1-4涂层的微观结构和机械性能
对实施例1-5沉积及退火得到的薄膜的微观结构和机械性能进行考察。
用PANalytical Empyrean衍射仪对沉积和退火的薄膜的结构进行X射线衍射研究。
经机械抛光和离子研磨的试样剖面通过(扫描)透射电子显微镜((S)TEM)在亮视野模式、高分辨率模式和选区电子(SAED)图样下使用FEI Technai G2透射进行研究。能量色散X射线谱(EDS)分析是在STEM模式下进行的。
使用配备了玻氏(Berkovich)压头的UMIS2000系统通过纳米压痕表征机械性能。制备抛光、锥化(约5°)的薄膜剖面，用40mN的载荷在每个试样上压出至少20个压痕。用Oliver和Pharr法(W.COliver，G..M.Pharr，J.Mater.Res.(材料研究期刊)7(1992)1564)分析数据，从20组测量数据中确定平均值和标准偏差。
图1所示为实施例2、3、和4的多层涂层以及实施例5的单层涂层的硬度随退火温度的变化。实施例5中沉积的Zr0.65Al0.35N单层的硬度为23GPa，且在最高达1000℃的退火温度下稳定。至于沉积的多层涂层，发现具有最短周期的涂层具有最高的硬度，30GPa。对Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层都在800℃进行退火导致硬度增加，但在更高温度下退火硬度又会降低。Zr0.65Al0.35N/ZrN(∧＝30nm)涂层在最高达900℃的退火温度下仍能保持硬度稳定。在更高的退火温度下，硬度会增加，且在1100℃退火后，Zr0.65Al0.35N/ZrN(∧＝30nm)涂层的硬度为34GPa。因此包括TiN亚层的多层涂层的硬化效应更高得多，且在1100℃这样的高温下也未观察到降低。
沉积的多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层的X射线衍射图显示源自立方 ZrN的宽而不对称的峰。经过退火的多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层的X射线衍射图显示出更窄的峰并转向更高的角度。多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层中立方ZrAlN的任何峰都与立方ZrN的峰重叠。
TEM研究显示在Zr1-xAlxN层中发生了ZrN和AlN的分离，使Zr1-xAlxN层的中间出现富Al层，在Zr1-xAlxN-ZrN的初始界面处出现富Zr层。多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层至少部分共格穿过富Al和富Zr层，并产生连续穿过数个亚层的较大的立方晶粒。TEM研究进一步显示在退火的多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层中不出现六方相，还发生了ZrN和AlN的分离。
沉积的多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层显示出的衍射峰来自于立方TiN和立方ZrAlN。来自c-ZrAlN相的峰较宽。在800℃退火后，来自两种相的衍射峰变窄，同时来自立方TiN的峰位移到更高的角度上。1000℃退火导致立方ZrAlN相的衍射峰移动到更高的角度，同时未观察到立方TiN峰发生变化。
TEM研究显示沉积的多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层的TiN晶粒度取决于TiN层的厚度，且TiN晶粒并未连续穿过Zr1-xAlxN纳米晶体层的清晰界面，而Zr1-xAlxN的粒宽为约5nm。在少数区域，立方晶格共格穿过TiN-Zr1-xAlxN界面。SAED证实了立方TiN和具有与立方ZrN接近的点阵间距的立方相的存在。
在1100℃对多层Zr0.65Al0.35N/TiN退火使TiN晶粒在TEM图像中更加清晰，使得TiN-ZrAlN界面扩散更多，ZrAlN层内的结构在亚层之间的初始界面处转变为富Zr层，在初始Zr1-xAlxN层的中间处转变为富Al层。与经过退火的多层Zr0.65Al0.35N/ZrN涂层比较，无贯穿数个亚层的柱状晶粒，最多是一些晶粒共格穿过TiN-Zr1-xAlxN界面，并穿过Zr1-xAlxN层，但到下一个界面处共格被间断。在亚层之间的初始界面处，形成了富Ti和Zr的层。在退火的涂层中SAED显示存在两个立 方相，c-TiN和c-ZrN，而不存在六方相。
实施例6-本发明-Zr0.65Al0.35N/TiN
如实施例1记载的，通过阴极电弧沉积在10重量％Co的WC-Co硬质合金制成的CNMG120408-MM基底上沉积由交替的Zr0.65Al0.35N和TiN层组成的涂层，但是用三重基底旋转。用剖面光学显微镜测得后刀面上的涂层厚度为2.2μm，前刀面上的涂层厚度为1.7μm。
实施例7-本发明-Zr0.65Al0.35N/TiN
如实施例2记载的，通过阴极电弧沉积在10％重量Co的WC-Co硬质合金制成的CNMG120408-MM基底上沉积由交替的Zr0.65Al0.35N和TiN层组成的涂层，但是用三重基底旋转。后刀面上的涂层厚度为2.6μm，前刀面上的涂层厚度为1.9μm。
实施例8-本发明-Zr0.50Al0.50N/TiN
如实施例7记载的，沉积由交替的Zr0.50Al0.50N和TiN层组成的涂层，但是用Zr0.50Al0.50N靶材取代Zr0.65Al0.35N靶材。后刀面上的涂层厚度为1.5μm，前刀面上的涂层厚度为1.0μm。
实施例9-本发明-Zr0.17Al0.83N/TiN
如实施例7记载的，沉积由交替的Zr0.17Al0.83N和TiN层组成的涂层，但是用Zr0.17Al0.83靶材取代Zr0.65Al0.35靶材。后刀面上的涂层厚度为1.7μm，前刀面上的涂层厚度为0.9μm。
实施例10-对比-Ti33Al77N
如实施例6记载的，沉积由Ti33Al77N组成的单层涂层，仅用Ti33Al77靶材在10μbar压力和-100V基底偏压下沉积。后刀面上的涂层厚度为4.79μm，前刀面上的涂层厚度为3.2μm。
实施例11-测试
根据在对轴承钢(Ovako825B)的连续纵向车削操作的凹陷磨损对实施例6-10的涂层切削工具进行评价，切削深度2mm，切削速度160m/分钟，进给速率为0.3mm/rev，且使用冷却剂。终止准则是凹陷面积达到0.8mm2，在表1中示出达到该准则所需的切削时间。
表1
涂层切削工具切削时间(分钟)实施例613实施例712实施例89实施例910实施例106
尽管结合多个示例性实施方式描述了本发明，但应理解的是本发明并不局限于所公开的示例性实施方式，相反，旨在包括所附权利要求书中的各种变型和等同布置。