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由 于复合材料(如纤维增强金属、纤维增强塑料、烧结材料、石英玻璃及陶瓷等)，硬度高，有的脆性大，有的过于强韧，增强基体的纤维与硬物质在切削 过程中相当于磨料反过来磨耗刀具，而且复合材料本身耐热性高，导热性差，切削温度传导不出去，一般刀具材料的红硬性都有一定限度，故在加工过程中刀具很快 被磨损。以前能加工这些材料的只有金刚石类刀具，此类刀具价格昂贵；同时由于其组织是金刚石结晶体，存在突出的棱角，直接影响加工表面粗糙度，并使切屑排 出不畅。
近期开发成功的DLC(类金刚石)涂层是加工复合材料的优异刀具材料。下面将金刚石与类金刚石的特性作一说明。

金刚石

金刚石分为：
  1. 天然金刚石(ND)——结晶各向异性，在进行刃磨和使用时，须选择适当的方向。
  2. 人造聚晶金刚石(PCD)——以石墨为原料，在高温(约几千℃)、高压(约500MPa)下压制烧结形成。人造金刚石各向同性，硬度低于ND, 韧性高于ND 。
  3. 人造聚晶金刚石复合片(PCD/CC)——是以硬质合金刀片为基底，在其上烧结或压制出一层0.5～1.0mm厚的PCD，构成复合刀片，兼有硬质合金与PCD的特性。
  4. 金刚石薄膜涂层刀具(CD) , 用化学气相沉积(Chemical Vapor Deposition, CVD)方法在刀具表面涂覆一层厚10～25µm的金刚石薄膜，是在低压条件下沉积合成的金刚石薄膜。
  5. 金刚石厚膜涂层刀具(TFD)——CVD可以在基体上沉积出大于0. 2mm的厚膜，此厚膜可被切割出一定尺寸形状，焊在硬质合金刀片上使用。
由表1可知，金刚石硬度最高可达HV10000 ，自身耐热性高，热导率最高2100W/(m·K) ，故红硬性特高，
表1 金刚石与其他硬物质材料的特性比较
材料密度
103kg/m3		维氏硬度
HV		热传导率
W(m·K)-1		热膨胀系数①
10-6K-1
金刚石3.52～10000～21003.1
CBN3.48～4500～13004.7
WC15.6～1800～303.8
Al2O33.97～2200～107.9
Si3N43.19～2200～153.3
TiN5.44～2000～159.3
(Al+Ti)N②－～2900——
注：① 室温～1173K；② Al/(Al+Ti)=60mol%。
热膨胀系数小，约3.1×10-6K-1，耐冲击性能也比较好。杨氏模量高达1144GPa ，耐塑性变形能力高。
金 刚石刀具适合加工各类复合材料以及非铁金属如铝、铜及其合金，包括难加工的高硅铝；尚可加工各类难加工复合系烧结材料、陶瓷、硬质合金、玻璃、木材等。但 不适宜加工铁、镍、钻等铁族材料，因为加工这些材料时切削温度大于700 ℃，铁有催化作用，使金刚石转化为石墨，导致金刚石刀具本身磨损加速。硬质合金中虽含钴结合相，因催化作用较缓和，故也可算为复合材料的硬质合金，可用金 刚石刀具切削，而其他刀具材料硬度不够，根本无法切削此种材料。
20世纪80年代实现了在低压条件下用CVD法沉积金刚石薄膜后，进一 步扩大了金刚石在切削工具上的应用，钻头除主、副刀刃外，螺旋排屑槽中也可涂覆金刚石涂层，立铣刀的外刃、底刃、排屑槽及齿槽均可沉积上金刚石涂层，大大 提高了各部位的耐磨性，提高了加工速度及加工效率。沉积CVD涂层的方法很多，但各种方法成膜的质量、膜与基体的结合强度有所不同。
CVD金刚石膜的成长过程包括：核生产，成长，成膜。
CVD金刚石膜的原料气为甲烷，随其浓度增加结晶颗粒大小有变小的倾向，非金刚石成分比会增大，而硬度则随之下降。

维氏硬度与所加负荷的曲线图

类金刚石(DLC)涂层

在 金刚石涂层实用化、商品化过程中，人们又开发了DLC(Diamond Like Carbon)涂层，即类金刚石涂层，又称类金刚石碳。它是金刚石与石墨结构的非晶质碳膜，具有接近金刚石的高硬度，以不同的涂层方法制成后，其硬度约为 HV1000～8000，摩擦系数低(0.005～0.200)，表面非常平滑粗糙度可达Ra0.01µm，而金刚石涂层沉积膜因是金刚石结晶体，结晶晶粒取向不同，形成突起部分，致使表面粗糙度不佳(Ra=0.53micro;m)。
DLC 成膜方式有CVD法，也有三菱神户工具公司新开发的PVD(Physical Vapor Deposition)法，即物理气相沉积法。CVD法用碳化氢气体作原料气使之活性化，通过化学反应沉积析出类金刚石膜，膜中含有氢。而新开发的PVD 法将固体碳棒作为电极，采用阴极电弧溅射法，从固体电源飞出具有运动能量带正电荷的碳原子，使之与基板相撞成膜。在磁路设计上，由于加了一个偏转磁场，使 碳原子发生偏转，在此偏转过程中可除去碳团及不纯物质。由于成膜过程不受基板温度影响，故涂层膜中残余应力小。用此法形成的DLC涂层金刚石与石墨成分比 例适当，从而抑制了易发生的脆性损伤，同时具有高耐磨性和高结合强度。
一般方法制成的DLC涂层，最高硬度HV3500，而三菱新法制 成的DLC涂层最高硬度可达HV8000，涂层中氢、碳团及不纯物质少，其品质可与金刚石涂层相匹敌。DLC涂层在表面粗糙度、摩擦系数、抗粘结熔结性能 方面比金刚石涂层好，价格也有优势，在复合材料加工方面是值得推荐的优异刀具材料。
DLC涂层基体材料为K类硬质合金，一般的DLC涂层压痕边缘膜层剥离，而新开发的PLC 涂层边缘没有出现剥离，可知其与基体结合强度非常高。

DLC涂层刀具加工实例

  1. 球头立铣刀DLC-2MB加工铝合金。
    好的DLC涂层适合对铝合金的高质量加工，新方法的DLC涂层抗粘结熔结性好，Ø6mm球头铣刀PLC-2MB的切深ap为2.0mm , 转速n=20000r/min时，侧吃刀量由0.5mm 增至2.0mm时，一般DLC涂层有切屑粘结产生，而新DLC涂层未出现粘结。
  2. 球头铣刀DLC-2MB，加工铝合金零件，连续6h ，表面质量始终恒定良好。
  3. Ø0.6mmDLC-2MB球头铣刀加工。
    加工聚碳酸酯零件实例：主要加工聚碳酸酯镜头零件上的槽。切削条件为：转速n=12000r/min，进给速度F=900mm/min ，切深ap=0.1mm 。一般DLC涂层立铣刀加工时会出现许多毛刺，而新DLC涂层立铣刀加工中未出现毛刺，加工质量好。
  4. 玻璃纤维增强塑料(GFRP)加工。
    GFRP 俗称玻璃钢，又强又韧。近来广泛采用的(Al,Ti)N 涂层硬度一般只有HV2900 ，三菱近期开发含(Al,Ti,Si)N的涂层可达到HV37000。现加工GFRP制造的零件中6mm宽，0.5mm深槽，使用的刀具是DLC- 2MAØ6mm与(Ti, Al)N涂层Ø6mm立铣刀，其切削条件为n=8000r/min(151m/min)，进给速度F=2000mm/min。用新DLC涂层刀具可加工 12个零件，用(Ti, Al)N涂层的只能加工3个。
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图1 镀覆金属后金刚石X射线衍射图谱1 引言

金 刚石材料具有高硬度、高抗压强度、高耐磨性以及优异的导热性和电绝缘性，已广泛应用于工具、磨具领域(如金刚石锯片、金刚石砂轮、金刚石磨头等)。金刚石 工具、磨具通常采用将人造金刚石颗粒与金属、陶瓷、树脂等结合剂镶嵌在一起的方式来实现对工件的加工，但由于金刚石与大部分金属、陶瓷甚至树脂均具有较高 的界面能，使金刚石与基体的结合力较差，容易造成金刚石早期脱落。据统计，在金刚石工具的使用过程中，只有约10%的金刚石真正发挥了切削作用。因此，改 善金刚石与基体的结合强度是提高金刚石工具加工效率和使用寿命的关键因素。目前国内外一般采用在金刚石表面镀一层金属的方法来降低金刚石与基体的界面能， 并通过这层金属与结合剂形成稳定的化学冶金结合(金属结合剂、陶瓷结合剂)。目前采用较多的镀覆金属包括Ti、Cr、V、W等碳化物形成元素以及Ni、 Cu、Ni-P等非碳化物形成元素。采用的镀覆方法种类也较多，如真空微蒸发镀可在金刚石表面镀覆多种金属和合金，但需要专用设备，成本较高；金属包渗也 可在金刚石表面有效镀覆Ti、Ta、Cr、Mo、W等金属，该方法也需要真空设备；盐浴镀和化学镀是两种比较简单的镀渡方法，不需要专用真空设备。盐浴镀 可镀覆大部分碳化物形成元素；而化学镀主要用于镀覆Ni、Cu、Ni-P等非碳化物形成元素以及与碳化物元素的复合镀层。目前国内对这两种方法镀覆金刚石 的镀层特点及其抗压强度、抗高温热蚀能力等性能研究方面的报道不多。本文通过在金刚石表面采用盐浴镀方法镀Ti和采用化学镀方法镀Ni、Cu的试验，分析 比较了采用这两种方法获得的金刚石表面形貌、镀层结构特点以及金刚石的抗压强度和抗高温热蚀能力。

2 试验方法

  1. 将45#人造金刚石与金属Ti粉棍合，并用NaCl和BaCl的混合盐以及少量硼砂和硅铁粉混合后覆盖其上，用陶瓷坩埚加盖后在箱式电阻炉中以1000℃温度保温1小时，再用热水去掉混合盐，即可得到镀Ti的金刚石。
  2. 用酒精和丙酮去除金刚石表面的油污，用混合酸(浓硝酸+浓硫酸)对金刚石表面进行粗化，再进行敏化、活化及还原处理后，分别放入Ni 镀液和Cu镀液中，经过一定时间后即可在金刚石表面镀覆一层Ni和Cu。
  3. 采用Y-4QX射线衍射仪对盐浴镀Ti和化学镀Ni、Cu的金刚石进行X射线衍射分析。
  4. 采用PHILIPS XL-30FEG扫描电子显微镜观察盐浴镀Ti和化学镀Ni、Cu金刚石的表面形貌以及颗粒断裂后的镀层结构。
  5. 分别测试未镀筱金刚石和已镀覆金属金刚石的表面抗压强度(40粒为一组)。将金刚石放入无保护气氛、温度800℃ 的炉中一定时间，采用精确到0.1mg的电子分析天平称量金刚石的重量，通过测试金刚石的烧损量确定其抗高温热蚀能力。

3 试验结果与分析

经盐浴镀和化学镀后，几乎100%的金刚石均被镀覆上金属，表明这两种金属镀覆工艺是可行和成功的。盐浴镀Ti的金刚石表面呈灰黑色；化学镀Ni的金刚石表面呈亮银色，镀Cu的金刚石表面呈红色。
  1. X射线衍射分析
    用Y -4Q型X射线衍射仪测得的镀覆金属后金刚石X射线衍射图谱如图1 所示。由图可见，盐浴镀Ti的金刚石出现了TiC的衍射峰，表明Ti与金刚石通过TiC形成了化学冶金结合。化学镀Ni和Cu的金刚石上都有Ni和Cu的 衍射峰出现；镀Ni金刚石的表面镀层大多为非晶Ni，由于Ni层较厚，所以金刚石的衍射峰很弱。
  2. 镀层表面形貌分析
    图2 为用PHILIPS XL-30FEG扫描电子显微镜观察到的镀Ti、镀Ni和镀Cu金刚石的表面形貌。由图可见，盐浴镀Ti和化学镀Ni的金刚石表面镀层致密均匀，而化学镀 Cu的金刚石表面镀层较为疏松，且存在未镀极部位，这是由于Cu镀层较薄且易氧化，引起镀层剥落，导致镀层表面结构疏松。

    (a)盐浴镀Ti
    (b)化学镀Ni
    (c)化学镀Cu

    图2 镀覆金属后的金刚石表面形貌
  3. 镀层界面结构分析
    图3所示为盐浴镀Ti、化学镀Ni金刚石颗粒断裂后表面镀层结构的SEM图像。由图可见，Ti镀层与金刚石的界面不明显，界面处结构致密；而Ni镀层与金刚石之间界面十分明显，而且因观察前金刚石颗粒被断裂破坏，因此镀层与金刚石之间存在剥离现象。
    由 于盐浴镀Ti是通过金刚石与Ti发生反应形成Tic，再在其外层形成Ti镀层，镀层与金刚石之间的结合为冶金结合，因此镀层致密，且与基体的结合强度很 高。而化学镀的原理是在金刚石表面形成均匀的还原中心Pd，并在镀覆过程中以Pd为核心形成镀层，因此在化学镀过程中镀层与金刚石之间并未形成冶金结合。

    (a)盐浴镀Ti
    (b)化学镀Ni

    图3 镀层与金刚石的界面结构
  4. 盐浴镀和化学镀对金刚石性能的影响
    1. 对抗压强度的影响
      表1为盐浴镀Ti和化学镀Ni、Cu金刚石颗粒的抗压强度对比情况。
      表1 单颗粒金刚石抗压强度对比情况
      金刚石状态镀前盐浴Ti化学镀Ni化学镀Cu
      抗压强度(kgf)65.58.48.3
      由 表1可知，经盐浴镀Ti后金刚石的抗压强度比镀前略有降低；而经化学镀Ni和Cu后金刚石的抗压强度则比铰前有较大提高，其中镀Ni和镀Cu的金刚石抗压 强度分别提高了40%和55%。盐浴镀Ti后金刚石的强度降低可能是因为试验时金刚石在高温(1000℃)中处理时间过长，对金刚石造成了一定损伤引起 的。有关文献中曾有采用盐浴镀Ti(或W)后金刚石抗压强度提高的报道，但强度提高幅度很小。由于盐浴镀时熔盐温度很高，不可避免会对金刚石造成损伤，因 此采用盐浴镀难以大幅度提高金刚石的抗压强度。用于化学镀Ni和Cu的低品级金刚石表面分布着许多缺陷和表层裂纹，在化学镀过程中，由于具有缺陷和裂纹的 表面存在比平滑表面更多的还原中心，因此在缺陷和裂纹处可获得更厚的金属镀层，这在一定程度上对金刚石表面的缺陷起到了弥和作用，从而使其抗压强度得到较 大提高。
    2. 对抗高温热蚀能力的影响
      图4为未镀金属与分别镀覆Ti、Ni、Cu的金刚石的抗高温热蚀能力对比情况。由图 4可见，镀覆金属后的金刚石在高温(800℃)下的抗热蚀能力比未镀金属的金刚石有较大幅度的提高，这主要是由于镀筱的表面金属层在高温下可对金刚石起到 保护作用。对三种镀极不同金属的金刚石进行比较，可以发现：盐浴镀Ti的金刚石抗热蚀能力最好，化学镀Ni 金刚石的抗热蚀能力次之，化学镀Cu金刚石的抗热蚀能力最差。这是由于盐浴镀Ti金刚石的镀层与金刚石之间能形成冶金结合，可实现对金刚石基体的有效保 护；而化学镀Cu金刚石的表面镀层比较疏松，在高温下氧化严重，而且在某些部位有未镀金刚石露出，因此其抗热蚀能力较差。因此，镀Ti及镀Ni的金刚石可 获得较好的抗高温热蚀能力。


    图4
    用 于制造金刚石工具的金刚石表面镀覆金属可选用Ti、W、Cr、Mo等碳化物形成元素，由于这些金属可与金刚石形成碳化物过渡层，与金刚石基体的结合强度较 高，且具有良好的抗热蚀能力，因此十分适合制造陶瓷基和金属基金刚石工具。但是，为了形成碳化物层，需要较高温度，因此镀覆这些金属元素时不宜采用化学镀 或电镀工艺，采用真空镀或盐浴渗镀工艺较为适宜。对于Ni、Cu等非碳化物形成元素，则可采用简单的化学镀工艺，但存在镀层与金刚石基体结合强度不高的缺 陷。其中，镀Ni可以明显提高金刚石的抗高温热蚀能力。

4 结论

  1. 盐浴镀Ti的镀层与金刚石之间可形成良好的结合界面；而化学镀的镀层与金刚石之间结合强度不高。
  2. 经化学镀覆金属的金刚石抗压强度有很大提高；但盐浴镀Ti金刚石的抗压强度无明显改善。
  3. 盐浴镀Ti和化学镀Ni金刚石的抗高温热蚀能力优于化学镀Cu金刚石。
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Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.切 削过程中，刀具承受的切削力达2～3GPa，切削温度高达900～1 100 ℃ ，而切削速度通常在每分钟几十米到几百米的数量级范围内，因此在高压、高温和高速下工作的切削刀具的摩擦磨损问题很严重。硬质涂层在改善切削性能和延长刀 具寿命方面起重要作用。迄今研究最多的是TiN涂层，它具有高硬度、低摩擦和良好的化学稳定性。与TiN涂层相比，Ti(C, N)涂层具有更好的抗粘着能力和抗热磨损性能。耐磨涂层除了应具有较低的摩擦系数外，还必须有很高的显微硬度、高的韧性以及与基体的附着力。通过引入定数 量平行于基体的中间过渡层能提高涂层刀具的韧性和硬度，防止裂纹萌生。对TiN系多层涂层研究表明，它比单一涂层具有更好的摩擦学性能。Su等对多层 TiN/Ti(C, N)涂层刀具的抗磨性能和切削性能的研究表明其比单层涂层的性能好。涂层的抗磨损性能和可靠性常常受制于其力学特性。由于膜、界面和基体之间的交互作用， 对涂层的力学性能进行评定有定的困难．纳米硬度计的出现使得人们能从微观尺度(纳米级)史深入地了解涂层的力学特性．本文作者利用纳米硬度计对4种涂层的 变形、失效和耐磨性进行分析比较。1 试验方法试验装置
试验装置由瑞士CSEM 仪器公司生产，该系统由纳米硬度计(NHT)和原子力显微镜(AFM)2部分组成，并装各了光学显微镜附件。压头和对样品进行选位以及观察压痕的光学显微 镜等元件由机电定位系统控制，垂直力向的位移分辨率为µm。通过安装在由导向弹簧支撑的压杆上的电磁线圈产生的电磁力对压杆施加载荷，压头为标准维氏金刚 石压头。用电容传感器测量压杆的位移。整个系统的载荷和压入深度分辨率分别为10µN和1nm。在加载和卸载过程中，通过始终与待测样品表面保持接触的蓝 宝石环使压头与样品表面实现垂直力向的精确定位。
试验样品采用CVD技术在硬质合金基体上制备TiN、TiN/Ti(C, N)/TiC、TiN/Ti(C, N)/TiC/Ti(C, N)/TiC和TiN/Ti(C, N)/TiC/Ti(C, N)/TiC/Ti(C, N)/TiC等4种耐磨涂层．用99.50%H2、99.99%N2、99.99%CH4、99.50%CO2、化学纯TiCl4和AlCl3等 原料，将硬质合金基体经钝化处理、清洗、装炉和升温后，沉积CVD涂层并冷却，即制得待测涂层样品。4种涂层的厚度分别为4.0µm、 1.5µm/1.0µm/1.5µm、1.5µm/1.0µm/1.5µm/1.0µm/1.5µm和 1.5µm/1.0µm/1.0µm/1.0µm/1.5µm/1.0µm/1.5µm。
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Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.　1、切削参数的选择 　 　工件材料硬度越高，其切削速度应越小。使用超硬刀具进行硬车削精加工的适宜切削速度范围为80～200m/min，常用范围为 10～150m/min；采用大切深或强力断续切削高硬度材料，切速应保持在80～100m/min。一般情况下，切深为0.1～0.3mm之间。
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Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.BW刀具http://www.tool-tool.com
它們網站 裡面寫的
鎢鋼刀具 碳化鎢刀具 超微粒鎢鋼刀具 還有 我去大陸看的超硬刀具 超硬合金刀具 這....怎那麼多種材質阿 到底 有啥不同呢?
如果要做 鑽頭 銑刀 車刀 要用哪種材質的刀具比較好 壽命會比較好 品質會比較高?
有高手能幫我解答我的疑問嗎?
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Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.1 引言
涂 层硬质合金问世以来，在机械加工刀具方面得到了广泛应用，显著提高了金属切削加工效率。目前约有70%的硬质合金刀 具经过表面涂层处理。近年来，随着金属切削加工要求的不断提高，刀具涂层技术也不断取得新的发展。目前常用的涂层方法主要有化学气相沉积(CVD)法、物 理气相沉积(PVD)法、物理化学气相沉积(PCVD)法等；涂层材料种类主要有TiC、TiN、TiCN、Al2O3等；涂层方式已由单一涂层发展到复合涂层。同时，为了对涂层性能、涂层工艺进行深入研究，与之相关的涂层分析检验技术也随之不断改进。本文就硬质合金涂层的金相分析方法作一介绍。

2 涂层金相试样的制备

硬 质合金涂层具有硬、脆、薄的特点，其厚度通常只有几微米至十几微米。在制备试样时稍有不慎，试样表面涂层就可能崩落或倒角，因此操作时应注意小心保护涂 层。在制样过程中，为保证涂层与硬质合金基体位于金相显微镜观测的同一视平面上，应使涂层制样面与硬质合金基体制样面处于同一平面内。通过反复进行制样试 验，发现以下制样方法可获得较好制样效果：首先用金刚石砂轮在机床上对试样进行粗、精磨，然后将试样对镶在硫磺中，用抛光机和金刚石研磨膏对其进行精抛 光。磨削试样时，可使用树脂结合剂碗形金刚石砂轮(粒度在320#、M20、M14范围内)，为反映涂层的真实厚度，磨削后的涂层制样面与涂层表面应保持垂直；根据前序磨削表面质量情况，可选用粒度为M5或M1的金刚石研磨膏对试样进行研磨和抛光。图1和图2分别为采用上述方法制备试样的单一涂层和复合涂层形貌。

图1 单一涂层形貌(746×)
图2 复合涂层形貌(746×)

1. 涂层部分(表面层) 2. 过渡区(h相中间层) 3. 硬质合金基体
图3 试样断面形貌(746×)

3 涂层形貌的观测与分析

将制备好的涂层金相试样置于金相显微镜下进行高倍观测(1000～1500倍)。在显微镜视场内可观察到试样断面是由表面涂层、过渡区和硬质合金基体三部分组成(见图3)。
  1. 过渡层(中间层)的金相分析
    对制备的试样进行高倍观测时，有时会发现在涂层与基体之间存在一连续带状(或断续)的白亮色狭窄区域。用赤血盐和氢氧化钠水溶液侵蚀后，该区域的颜色转变由橙色→深褐色→黑色，这是h相WxCoxC 的典型特征之一，通常工业合金缺碳时都会出现h1相，它的存在对涂层合金的使用性能有很大影响(目前对h2相所起作用尚有不同看法，限于篇幅，本文不作论述)。总之，在观测试样时，对过渡层进行金相分析是必不可少的步骤。图4、图5分别为无过渡层和有过渡层(呈均匀带状)的涂层组织。

    图4 无过渡层的涂层组织(746×)
    图5 有过渡层的涂层组织(746×)
  2. 涂层显微结构的显现与形貌观测由于涂层为极薄的单层或多层膜，因此显现其显微结构时需特别仔细。对于不同材料的涂层，需要采用不同的试剂进行侵蚀显现。
    1. 碳化钛涂层的显现
      将抛光后的碳化钛涂层试样用10%K3Fe(CN)6+10%NaOH 水溶液侵蚀20～30 秒钟后，即可在金相显微镜下对其显微结构进行高倍观测(见图6)。
    2. 氮化钛、碳氮化钛涂层的显现
      对于氮化钛、碳氮化钛(或碳化钛)涂层试样，均可采用10ml 硝酸+ 10ml 氢氟酸+ 10ml 水的混合溶液滴蚀15～30 秒钟后进行显现，在金相显微镜下高倍观测到的显微结构见图7。

      图6 碳化钛涂层的显微结构(746×)
      图7 氮化钛、碳氮化钛(或碳化钛)涂层的显微结构(746×)
    3. 复合涂层的显现
      对于复合涂层，应视具体的涂层种类，采用分段侵蚀方法对其显微结构进行显现，然后在金相显微镜下进行形貌观测。

4 涂层缺陷的观测

当表面涂层工艺出现某些问题时，涂层表面会产生各种缺陷。图8～11 为几种常见的涂层缺陷。

图8 涂层上出现裂纹(746×)
图9 涂层上出现裂纹和凸起(746×)

图10 涂层上出现孔洞和凸起(746×)
图11 涂层上出现凸起(746×)

5 涂层和过渡层的厚度测量

试验证明，涂层(表面层)和过渡层(中间层)的厚度对硬质合金涂层刀片的性能影响很大。因此，对试样各层厚度进行测量对于分析涂层性能十分重要。
涂 层厚度是指从涂层表面到涂层与过渡层(或基体)交界面之间的距离。过渡层(亦称脱碳层)厚度是指从涂层与过渡层的交界面到过渡层与基体的交界面之间的距 离。涂层厚度一般约为几微米～20微米。对于复合涂层则需要分别测量各层厚度。测量涂层厚度的传统方法是利用金相显微镜的目镜测微尺进行测量，但该方法的 测量精度较差，操作也较为烦琐。目前已可采用图象分析系统(如四川大学智胜公司产品)进行测量，该方法操作便捷，测量精度较高。此外，该系统具有多次拍照 合成图象功能，可解决涂层制样面微小不同焦的问题。
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Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.1 引言
表面涂层技术的发展与应用对刀具性能的改善和切削加工技术的进步起到了十分关键的作用，涂层刀具已成为现代刀具的重要标志。常用的刀具涂层材料主要有TiC、TiN、Al2O3、TiCN、 TiAlN、CBN 等。TiAlN作为一种新型涂层材料，具有硬度高、氧化温度高、热硬性好、附着力强、摩擦系数小、导热率低等优良特性，尤其用于高速切削时性能优异。在日 本和我国台湾地区，TiAlN涂层刀具的应用已相当广泛。本文介绍的新型TiAlN涂层铣刀采用超细颗粒(直径约1µm)碳化钨—钴硬质合金基体，表面采 用特殊的低温物理气相沉积(PVD)法涂覆高硬度的TiAlN单层涂层(厚度约6µm)。TiAlN涂层表面生成高强度的氧化物(刚玉)，涂层中的Ti 含量控制在37%左右，Al含量控制在10%～13%之间，以保证刃口的锋利性。新型TiAlN涂层与TiN涂层的主要性能比较见表1。
表1 新型TiAlN涂层与TiN涂层主要性能比较
涂层性能TiAlN涂层TiN涂层
维氏硬度
Hv(kgf/m2)		27201930
氧化温度(℃)840620
划痕测试临界负荷
粘附力(N)		80.360.3
结构特征细柱状面心立方结构面心立方结构
摩擦性能与钢摩擦系数0.30与钢摩擦系数0.41

2 高速铣削技术在模具制造中的应用

近 年来，高速切削技术发展迅猛，如铣削机床转速已高达30000～50000r/min。高速铣削在模具制造等精密、超精密加工中具有良好的应用前景。由于 有些模具的过渡棱边尖锐薄弱，转角处易发生塌角现象，采用普通铣削难以保证模具廓形交界处的加工精度，而采用高速铣削可切削出形状锐利的轮廓尖角，可实现 精密模具的高精度、高效率加工。
近年来，国外模具制造商开发了多项模具高速加工先进技术，如：①形状预识别控制技术：该技术可在高速加 工模具自由曲面时实现高精度加工控制功能，以避免尖角部位因切削冲击、机械滞后等引起路径误差。②SF 技术：用球形铣刀加工模具自由曲面时，因工件和刀具的切削点在不断变化，使实际切削点的切削速度不断发生变化，影响表面加工质量。采用SF技术可从NC数 据中预先读出时刻变化的切削点信息，通过控制主轴回转速度使切削点切削速度保持一定；同时控制每转相当进给量，使进给速度保持稳定。③区域加工技术：在模 具加工面上预先设定一定区域，应用区域加工技术可在不改变原加工程序的情况下，对设定区域内或区域外实现可改变切深及其它切削条件的加工。④直角邻边圆弧 内角铣削技术：采用三面铣刀柄嵌三角刀片进行加工，可将圆弧内角直接铣削成直角，加工效率比电火花线切割可提高约20倍。⑤利用特殊数控代码G260指 令，可实现在平面上加工斜孔。加工时，铣刀杆利用万向节偏转要求的角度，可免除常规加工时需重新装夹工件及使用专用夹具的麻烦。⑥控制系统采用NURBS (Non-uniform RationAlB Spline)补偿，从而解决了控制系统数据传输存在等待现象，在微小进给(1µm)加工时机床不能移动等问题。
采用高速铣削技术对模具进行直接成型加工，可减少电加工及相关工序流程，显著提高加工效率，加工时间可缩短1/3～1/4。为实现模具的高速铣削加工，开发及应用先进的高速铣削刀具尤为重要，TiAlN涂层铣刀就是目前高速铣削淬硬模具钢最常用的理想刀具。

图1 立铣刀切削刃的后刀面磨损

3 TiAlN涂层铣刀高速铣削模具钢的磨损与破损性能

立铣刀切削刃的后刀面磨损如图1 所示。
用VC-MD 型号六齿TiAlN涂层硬铣刀(Ø10mm)高速铣削AlSi H13/JIS SKD61 淬硬模具钢(52HRC)时，采用不同冷却方式对刀具磨损形貌的影响如图2 所示(铣削速度：628m/min；铣削长度：50m；铣削深度：轴向切深10mm，径向切深0.5mm)。结果表明，采用风冷切削时刀具磨损最小(图 2b)；采用干式切削时刀具磨损次之(图2a)；采用乳化液冷却切削时刀具磨损最大(图2c)。由于铣刀刃呈间歇切削状态，如切削时将冷却液直接喷淋在刀 具上，刀刃时冷时热的温度变化容易引起热裂纹，导致切削刃破裂及刀片破损。因此，高速铣削模具钢时不应使用冷却液，否则会缩短刀具寿命。

(a)干式切削
(b)风冷切削
(c)乳化液冷却切削
图2 不同冷却方式下的铣刀磨损形貌(SEM照片)
刀 具的主要失效机理包括月牙洼磨损、热变形、破裂等。切削热和机械振动是刀具失效的重要影响因素。月牙洼磨损通常发生在刀片前刀面上，当高速加工钢件及其它 硬质材料时，切屑在高温作用下熔附在刀具表面，并使刀具材料颗粒发生剥离，形成月牙洼磨损。过度的月牙洼磨损会削弱切削刃强度，阻碍切屑流动，增大刀具承 受的温度与压力，最终导致刀具破损。对刀具进行涂层可在刀具与工件之间增加一层惰性硬介质，显著减小月牙洼磨损。通过合理应用涂层技术，可使刀片既具有高 硬度又具有高韧性。涂层时可根据需要调节基体和涂层的元素分布，使切削刃区域具有较高含钴量，从而将含钴基体的耐冲击性与涂层的耐磨性结合起来，使切削刃 具有良好韧性而刀具其余部分保持较高硬度。
用VC-MD 型号TiAlN涂层铣刀高速铣削AlSiH13模具钢(50HRC)时，铣削状态与刀具破损的关系如图3 所示(进给速度：0.10mm/齿；轴向切深10mm，径向切深0.5mm)。

图3 铣削状态与刀具破损的关系
当 切削速度V=157m/min时，采用干式切削和风冷切削时的切削长度均可达到300m；采用乳化液冷却切削时在200m 处刀刃出现崩裂。当切削速度V=314m/min时，采用干式切削时在150m处刀具出现破碎；采用风冷切削时在300m 处仍可正常铣削；采用乳化液冷却切削时在50m处刀具出现崩裂。当切削速度V=471m/min时，采用干式切削时在200m处刀具出现较大磨损；采用风 冷切削时在300m 处刀具出现较大磨损；采用乳化液冷却切削时在50m 处刀具出现崩裂。当切削速度V=628m/min时，采用干式切削时在100m 处刀具出现较大磨损，在120m 处刀具破碎折断；采用风冷切削时在150m处刀具折断破碎；采用乳化液冷却切削时刀具很快磨损折断。
风冷切削一般可采用液氮致冷和压缩 空气致冷两种方式，并可对切削区辅以油雾润滑，以提高加工表面光洁度。风冷切削可获得较好加工效果，但加工成本较高。干式切削省去了冷却、润滑装置，可降 低加工成本，减少环境污染。为实现干式切削，刀具涂层必须具有两个重要功能：①可在刀具与工件之间起到热壁垒的作用，以减小作用于刀具基体的热应力；②可 起到固体润滑剂的作用，以减小切削摩擦及切屑对刀具的粘附。TiAlN涂层就是一种可较好满足上述要求的高性能涂层。
许多新型硬质合金 刀具牌号(尤其是带涂层牌号)在高速切削时采用干切削方式可获得更高切削效率。事实上，对于间断切削，切削区温度越高，越不适合使用切削液。铣削时加切削 液可使刀具承受剧烈的温度变化(铣刀片自工件切出时被冷却，切入工件时温度再次上升)。虽然干切削时也存在类似的加热—冷却循环，但温度变化幅度比加切削 液时缓和得多。温度的剧烈变化可导致刀片中产生应力，从而引起裂纹。
涂层厚度(一般为2～18µm)对于刀具性能具有重要影响。对于冲 击力较大、刀具快速冷却和加热的间断切削，薄涂层承受温度变化的性能优于厚涂层，其应力较小，不易产生裂纹，因此薄涂层刀片干式切削时的寿命可延长 40%。一般来说，PVD 工艺可获得比CVD 工艺更薄的涂层，且与基体结合较为牢固，因此圆形刀具和铣刀片等常采用PVD 涂层。此外，由于PVD 涂层的沉积温度较低，因此较多应用于刃口锋利的刀具及大正前角铣刀、车刀等。TiAlN涂层是目前适用于高速干式切削的性能最佳的PVD 涂层，其高温连续切削性能指标比氮化钛(TiN)涂层高4 倍，这主要得益于高温切削时涂层表面的铝氧化后在切屑/刀具界面上形成的非结晶氧化铝薄膜。

图4 TiAlN涂层铣刀与其它刀具磨损量比较

图5 铣削速度与后刀面磨损关系曲线

图6 铣刀转速与径向切深的关系曲线
分 别用VC-MD型号TiAlN涂层铣刀、TiN涂层铣刀和未涂层铣刀高速铣削AlSi H13/JIS SKD61模具钢(52HRC)，加工长度达50m 后刀具周边后刀面的磨损情况如图4 所示(进给速度：0.10mm/齿；轴向切深10mm，径向切深0.5mm；顺铣，风冷)。
当切削速度V=100m/min时，加工时 间为60min，TiAlN涂层铣刀的磨损量仅为其它刀具的1/2～1/3。当V=600m/min时，TiAlN涂层铣刀加工同样长度仅需时 10min，磨损量增长2 倍；TiN涂层铣刀和未涂层铣刀在V=200m/min时磨损量已较大，V 继续增大时则出现剧烈磨损。分析磨损曲线的变化趋势可知，TiAlN涂层铣刀的磨损曲线斜率较小，走势较平坦；其它两种刀具的磨损曲线斜率则较大。表明随 着切削速度的增加，TiAlN涂层的磨损量变化很小，非常适合高速切削。

4 TiAlN涂层铣刀高速铣削钛合金的切削性能

用VC-2MS 型号TiAlN涂层铣刀(Ø10mm)铣削钛合金材料(Ti-6Al-4V)时，铣削速度与刀具后刀面磨损的关系如图5 所示(铣削深度：径向切深0.2mm，轴向切深10mm，侧面铣削；冷却压力：4.4M)。
钛 合金属于难加工材料。当TiAlN涂层铣刀低速铣削时，刀具磨损量很小，磨损曲线较平坦。随着切削速度不断增大，刀具磨损量缓慢增加。但当切削速度超过 10000r/min 后，刀具磨损量快速增加。断续切削钛合金材料产生的高温会使刀片的切削刃与其它部分之间产生较大温差，导致切削刃产生裂纹，裂纹的扩展将导致切削刃破裂及 刀片破损。
用六刃TiAlN涂层铣刀(Ø10mm)铣削Ti-6Al-4V，当改变铣削速度与铣削深度时，铣刀转速与径向切深的关系曲线如图6 所示(进给速度：0.10mm/齿；轴向切深10mm，侧面铣削)。
铣 削钛合金材料时，切削速度越高，可保证正常铣削的径向切深量就越小。如在临界转速(10000r/min)时，径向切深量取0.1mm可保证正常铣削，如 径向切深量取0.2mm则刀具磨损量较大，当转速进一步增加时磨损将迅速增大。选取5000r/min 的转速较为安全，可在0.4～0.6mm的径向切深量范围内实现正常加工，排屑量为15cc/min。排屑量通常随径向切深量的减小而减少，切屑排出量越 大，所需加工功率也越大。根据切削试验结果，铣削钛合金时，选取转速5000r/min、径向切深量0.4～0.6mm较为合理，此时铣刀磨损小、寿命 长，铣削功率大，加工效率高。

图7 圆弧铣槽示意图
图8 圆弧铣槽的尺寸计算

5 两种高效铣削方法

  1. 圆弧铣槽
    铣 削键槽时，选用铣刀直径应小于键槽宽度，否则铣削阻力较大，影响铣刀寿命。如选用Ø10 铣刀加工槽宽10mm的键槽，每次切深为1mm，需来回铣削10 次才能完成加工。为提高加工效率，可采用如图7所示的圆弧铣槽方法。采用Ø6 铣刀沿一定弧度进行旋转铣削，可高效完成切深10mm的加工。圆弧铣槽的尺寸计算关系如图8 所示。尺寸计算公式为
    q=arccos[1-2Rd(t-Rd)/Ø(t-Ø)]
    式中：q——最大铣削角度
    Rd——径向切深
    t——被加工槽宽
    Ø——铣刀直径
    X——相当铣削深度
    表2 圆弧铣槽铣削参数与加工效果
    铣削参数t(mm)181615
    Rd(mm)0.60.30.27
    X(mm)1.741.480.89
    q44.8°41.0°31.5°
    加工效果槽长度(m)0.260.330.35
    铣削长度(m)242833
    刀刃磨损量较大较小较小
    采 用VC-MD 型号TiAlN涂层端铣刀(Ø12mm)对AlSi H13/JIS SKD61 模具钢材料(52HRC)进行圆弧铣槽加工(槽深10mm)。铣削速度：313m/min(8300r/min)；进给速度：5000mm/min (0.10mm/齿)；风冷。加工槽宽分别为18mm、16mm、15mm的槽时的铣削参数和加工效果见表2。
    由表2可知，径向切深Rd对圆弧铣槽时的刀具磨损影响较大，Rd越大，刀刃磨损就越明显。圆弧铣槽的优势在于大的轴向切深、减小铣削力、减轻机械振动、提高铣刀耐用度。
  2. 螺旋铣孔

    图9 螺旋铣孔示意图
    图10 轴向进给率Fa示意图
    用TiAlN涂层球头铣刀以螺旋铣削方式加工孔可获得较高的加工效率和较长的刀具使用寿命。图9为用VC-2MB R5型TiAlN涂层球头铣刀螺旋铣削Ø15×18(mm)孔的示意图。螺旋式铣削的轴向进给率(螺旋前进一周的轴向移动量)可用Fa表 示，见图10。用VC-2MB R3 型TiAlN涂层球形铣刀对AlSi H13/JIS SKD61模具钢材料(52HRC)工件进行螺旋铣孔加工(孔深：9mm；X、Y向进给速度：1500mm/min；铣削速度：283m/min，相当于 15000r/min)，被加工孔径与Fa取值的关系如图11 所示。图中○表示合适(铣100 个孔后的后刀面磨损量约0.03mm)，Δ表示不合适(铣20 个孔后刀刃破碎)。Fa取值较小时可加工较大的孔径。当被加工孔径为Ø9mm时，Fa最大可取值0.6mm，如超过该值则铣刀磨损将加剧。图12 为以轴向进给率Fa=0.3mm加工Ø7mm孔径时(参见图11)的铣孔数量与铣刀磨损量的关系。由图可知，铣100个孔的后刀面磨损量约为0.03mm，铣500 个孔的后刀面磨损量约为0.05mm，可见随铣孔数量的增加，TiAlN涂层铣刀的磨损量变化不大，其耐用度较高。

图11 被加工孔径与Fa取值的关系
图12 铣孔数量与铣刀磨损的关系曲线

6 结语

TiAlN 涂层具有优于TiC、TiN、TiCN等涂层的机械物理性能，并可与其它涂层配合组成多元多层复合涂层。切削试验及加工实践表明，TiAlN涂层刀具化学 稳定性好，抗氧化磨损能力强，高速加工高合金钢、不锈钢、钛合金、镍合金等难加工材料时，其工作寿命可比TiN涂层刀具提高3～4倍。TiAlN涂层中具 有较高Al浓度，切削加工时涂层表面会生成一层极薄的非晶态Al2O3，从而形成硬质惰性保护膜，非常适合应用于高速切削加工。TiAlN涂层刀具的普及应用将大大提高刀具耐用度，减少加工辅助时间，降低切削加工成本，提高企业经济效益。
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  • 晶体组织受控生长的CVD氧化铝涂层的沉积、显微结构和特性(上)
    • 表4 实验用涂层A～E的晶体组织系数
    hkil涂层A涂层B涂层C涂层D涂层E
    10121.015.480.360.540.92
    10140.640.0637.20.922.57
    11201.780.040.401.610.99
    11231.170.150.180.090.64
    11260.480.251.130.010.61
    30300.920.030.222.830.27

    3 结果与讨论

    1. 一般描述
      实验用涂层A～D的SEM剖面和表面图像分别如图2～5所示，其XRD衍射图谱分别如图6a～6d所示。根据公式(1)计算得出的Al2O3涂层的晶体组织系数列于表4。

      (a)带界面的SEM剖面图像，箭头所指处表示晶界上的多孔性
      (b)SEM表面图像
      图2 实验用涂层A

      (a)SEM剖面图像
      (b)SEM表面图像
      图3 实验用涂层B

      (a)SEM剖面图像
      (b)SEM表面图像
      图4 实验用涂层C

      (a)SEM剖面图像
      (b)SEM表面图像
      图5 实验用涂层D
      在未进行任何成核处理的条件下沉积的Al2O3涂层(涂层A)是由较大的、几乎是等轴的晶粒组成。涂层剖面的SEM图像证实在晶粒边界存在大量小孔(图2a)。虽然这种涂层主要由a-Al2O3组成，但XRD显示也存在由k-Al2O3引起的衍射峰(图6a)。这个a-Al2O3相显示，与其它实验用a-Al2O3涂层相比，仅有一个较弱的(104)晶体组织(表4)。
      沉积在经过处理表面上的涂层(涂层B～D)的微观结构与涂层A相比显示出明显的不同。这些涂层均由具有较小柱状晶的纯a-Al2O3组成(图3～5)。涂层B～D的表面形态也彼此各不相同，这与涂层B～D不同的生长模式有关。晶体组织系数(表4) 证实了涂层B～D分别为明确的(1012)、(1014)和(1010)生长组织。在涂层C和涂层D中，(1126) 峰和(1120)峰分别稍高于其它的背景反射。在涂层B中，除了(1012) 峰以外，还可以观察到一个较强的(2024)峰(图6b)。正如前面提到的，这是(1012)的一个二级反射并在现在的计算中被省略了(虽然在以前的研究工作和专利文献中它一般要被采用)。Park等人研究了采用不同工艺参数沉积在TiN上的CVD a-Al2O3的生长组织。他们发现，择优的生长方向只有(1014)和(1126), 这与本研究在涂层C中的发现十分类似。此外，根据同样的研究，沉积工艺参数对于晶体组织系数只有轻微的影响。

      (a)实验用涂层A
      (b)实验用涂层B

      (c)实验用涂层C
      (d)试验用涂层D
      图6 实验用涂层A～D的XRD衍射图谱D


      图7 涂层E的SEM剖面图像。a-Al2O3层由直接从成核表面开始生长的柱状晶组成。除了a-Al2O3的沉积时间以外，涂层E与涂层C相同。(注意放大倍数)
      以上讨论的实验证明，成核表面的化学特性对于预先设定Al2O3的晶体结构至关重要。此外，成核工艺措施似乎也会影响在Al2O3涂层中形成的生长组织。由于实验用Al2O3涂 层是采用相同的工艺参数沉积出来的，因此也可以推导出这一结论。这种结果听起来可能有些令人吃惊，因为人们通常认为CVD涂层是成核和生长过程的结果，并 且较厚涂层的晶体组织一般是在生长过程中形成的，对MTCVD Ti(C, N)涂层的TEM和XRD研究也清楚地证明了这一点。Park等人指出a-Al2O3涂层沿任意方向成核，在成核之后沿(1014)和(1126) 方向生长而与工艺参数无关。但是，这种生长模式将非常可能导致在界面区域形成由细小轴晶粒组成的涂层显微结构，然后在CVD涂层的顶部则形成较大的晶粒， 通常为柱状晶。例如，在沉积于硬质合金基体上的CVD TiC涂层中通常可以发现这种涂层显微结构，基体中碳的扩散对晶体的生长过程起到了促进作用。在MTCVD Ti(C, N)涂层中，通过采用活性更强的元素，几乎可以完全消除细晶粒界面结构。而在沉积l2O3涂层时，Ti(C, N)基体对晶体生长不可能产生作用。因此，正如在SEM显微照片(图2～5和图7)中所看到的，在现有Al2O3涂层中界面细晶粒区并不明显，而且在许多情况下，柱状晶粒是从成核表面(图4a箭头所指处)直接仟始生长。
      为了更详尽地说明这一点，作了进一步的实验。在实验中，涂层C中Al2O3层的沉积在60分钟后被中断，获得了厚度为0.8µm的a-Al2O3涂层(见图7)。该涂层即为表2中的涂层E。XRD分析证实，在这种a-Al2O3涂层中也有较强的(104)生长组织(见表2)，虽然这种组织不如在较厚的涂层C中那样明显。该实验清楚地证实了成核表面的影响，并表明在很薄的a-Al2O3涂层中已经存在较明显的生长组织。
      正如在前面讨论和证明的那样，k-Al2O3更适合在未氧化的fcc表面成核，并且TEM研究已经证实了k-Al2O3在{111}fcc表面的外延生长。最近，一项基于TEM分析的理论研究提出了一种k-Al2O3在{111}fcc表面的生长模式。但是，这项研究并未将除{111}fcc表面之外的其它可能的成核表面排除在外。目前的研究清楚地表明，如果将a-Al2O3作为想要沉积的氧化铝相，那么成核过程必须不在fcc表面上进行。在本研究中实施的表面氧化处理极有可能导致了界面的钛氧化物(如Ti5O5, Ti4O7)或其它除Ti4O7之外的马格勒里(Magnelli)相(TinO2n-1，n≥4 )的形成。可以推断，与a-Al2O3同构的Ti2O3相应有利于a-Al2O3的成核。
    2. 内部显微结构
      如上所述，SEM和XRD研究表明，实验用Al2O3涂 层在结构和形貌上显示出明显的差异，而TEM研究表明涂层内部的显微结构明显不同。如图8a所示，涂层A是由具有高缺陷密度的大晶粒组成，其中充满空洞和 裂纹，并且能够清楚现察到沿着晶粒边界的空洞间的连接。涂层B～D显示出的显微结构与涂层A的显微结构则完全不同。这些采用受控成核工艺沉积的涂层是由沿 择优生长方向排列的、柱状和无缺陷的较小a-Al2O3晶粒组成。如图8b所示，涂层B的Al2O3层由沿(1012)生长方向排列的较小晶粒组成。正如在图8b中所清楚显示的，这些a-Al2O3晶粒几乎完全没有缺陷，并且未发现空洞或多孔性。

      TEM图像显示，未采用成核控制沉积的a-Al2O3涂层显示出高缺陷密度和多孔性
      采用成核控制则可沉积出沿(102) 方向生长的无缺陷a-Al2O3涂层
      图8
      在涂层A中存在k-Al2O3缺陷和裂纹的事实表明，该涂层至少有一部分是在比较长的沉积过程中由k→a的相转化结果而形成的。如前所述，未经处理的fcc成核表面有利于k-Al2O3的成核，而且在k→a相转化过程中发生的约8%的体积收缩已足以引起可现察到的变形和裂纹。这种显微结构与以前通常假定的CVD a-Al2O3涂层的特性非常类似。值得注意的是，以前对CVD a-Al2O3的显微结构和机械特性(如硬度和模量)的所有研究显然都是对转化后的k-Al2O3进行的。本研究清楚地证明，在正确成核时，采用CVD工艺能够生长出无缺陷、细晶粒的a-Al2O3涂层(图8b)。由此可以推测，以前许多商业化生产的a-Al2O3涂层可能确实是由k-Al2O3转化而来的。这种类型的a-Al2O3涂层在许多金属切削加工中都表现得比较脆弱，而且其耐磨性也难以令人满意。因此，对a-Al2O3正确的成核控制将导致涂层磨损特性的明显提高(如下所述)。
    3. 磨损特性
      在车削试验中对实验用a-Al2O3涂 层的磨损特性进行了评估。图9和图10所示光学显微照片分别显示了涂层A和涂层B以300m/min的切削速度车削9分钟后的磨损状况。图9a、9b 和图10a、10b分别显示了实验用涂层刀片的前刀面和后刀面磨损。可以看出，涂层B对月牙洼磨损和后刀面磨损的耐磨性均明显优于涂层A。涂层B在耐磨性 上优于涂层A可以认为是相当显著的。在此读者可能会联想起一种已被广泛接受的假说，即月牙洼磨损可看作是扩散/溶解过程的一种结果。这一理论被普遍应用于 所有的刀具材料，而不考虑其特定的机械和化学特性。由于Al2O3在任何切削条件下对钢都具有化学稳定性，因此以扩散磨损为主的假设在本案例中不能成立。所以，扩散/溶解过程对Al2O3磨损的影响远不如其机械特性的影响重要，而涂层的机械特性又取决于其显微结构。这一事实可以解释为：a-Al2O3耐磨性的显著提高是其显微结构精细化的结果(见图6a、6b)。

      (a)实验用涂层A
      (b)实验用涂层B
      图9 实验用涂层A和B以300m/min的速度车削Ck45(AISI 1042)钢9分钟后的前刀面光学显微照片

      (a)实验用涂层A
      (b)实验用涂层B
      图9 实验用涂层A和B以300m/min的速度车削Ck45(AISI 1042)钢9分钟后的后刀面光学显微照片。测得的后刀面磨损量标示在图中


      图11 实验用涂层A～D以300m/min的速度车削Ck45(AISI 1042)钢的平均刀具寿命(4个切削刃的平均值)
      为了评估a-Al2O3晶 体组织对耐磨性的影响，做了进一步的切削试验。为此目的，比较了在车削钢时涂层A与受控成核的涂层B～D的表现。试验按照ISO 3386标准进行，试验结果以平均刀具寿命的形式在图11中列出，图中的平均刀具寿命表示4个切削刃的平均值。切削试验证实，采用受控成核工艺沉积的涂层 B～D优于涂层A，涂层B～D的刀具寿命超过涂层A至少80%～90%。正如前面所讨论的，所有“显示生长组织”的a-Al2O3涂层(涂层～D)都是由具有更小晶粒尺寸和无孔隙的“核生”的a-Al2O3构成，这就解释了其耐磨性提高的原因。(1014)晶体组织(涂层C)表现出最佳的刀具寿命。但是，并不能就此直接得出涂层性能提高仅仅是由于其生长组织的结论，因为在沉积a-Al2O3涂层时采用了不同的成核工艺措施，而且Ti(C, N)中间层与实验用a-Al2O3层之间的粘附力也可能有所不同。此外，a-Al2O3涂层的晶粒组织化程度也不相同。根据这种常规的车削试验，不可能说明受控成核的a-Al2O3层的界面黏附力的变化会对切削性能产生多大程度的影响。为了酬占晶体组织对切削性能的影响，需要比目前所做的更先进的切削试验。
      除了耐磨性以外，另外一个重要的涂层性能是韧性，在目前的切削试验中还未刊其进行评估。下一步应对受控成核的a-Al2O3涂层对于不同工件材料(如钢、不锈钢、铸铁等)和不同切削工艺(如车削、铣削、钻削等)的加工性能进行评估。只有在了解了这些变化因素后，才有可能针对不同的切削工艺和工件材料，通过定制Al2O3涂层的相及晶体组织以提高刀具的切削性能。

    4 结论

    本文的研究重点是CVD a-Al2O3涂层耐磨性能的提高。沉积了几种具有不同显微结构和组织形态的实验用a-Al2O3涂层，并描述了它们的特性。强调了成核表面对获得高质量a-Al2O3涂层的重要性，证明了在优化条件下，能够获得耐磨性显著提高的细颗粒和无缺陷的a-Al2O3。最重要的结论有以下几点：
    1. CVD a-Al2O3涂层的相结构(a/k)可以通过调整成核表面的化学特性而预先设定，成核控制对于a-Al2O3涂层的显微结构和耐磨性能极其重要。
    2. 作为优化成核过程的一个结果，由比较细小、无缺陷的晶粒组成了无任何多孔性的CVD a-Al2O3涂层。因此，以前的研究将CVD a-Al2O3涂层描述为由较大的、具有高缺陷密度的同轴晶粒组成，这种a-Al2O3是由k-Al2O3转化而来的。以前有关CVD a-Al2O3涂层机械性能的研究也是指的这种涂层。
    3. 优化成核过程能够显著提高耐磨性，而且这几种a-Al2O3涂层通常由择优生长方向为(1012)、(1014)或(1010)的柱状晶粒构成。目前的研究表明，成核表面能够极大地影响甚至可能预先确定生长的晶粒组织。
    4. 具有(1014)晶粒组织的a-Al2O3涂层表现出最佳的耐磨性。但是，这一结论应被审慎地加以理解，因为对现有研究结果的另一种可能的解释表明，过于坚固的晶粒组织对于涂层的耐磨性并非最为有利。总之，可以明确的是，为了详细说明耐磨性与生长晶体组织之间的真实关系，还需要进行更多的研究。
      最后需要指出，最佳的a-Al2O3显微结构是通过优化成核过程和生长过过程并连同足够的涂层粘附力而自然获得的。
    歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！

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    Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.1 引言背景
    金属切削行业显示出技术决速发展的特点，这是经济全球化、不断加剧的市场竞争、功率更强大和性能更稳定的机床允许采用更高切削速度、难加工材料的大量应用、日益增强的环保意识等多种因素共同作用的结果。
    新的环保法律法规将增大使用冷却润滑液的成本，这促进了干式切削的发展，同时也要求更多地采用耐高温的涂层硬质合金，通常这也会促进金属切削行业考虑采取新的解决方法。金属切削市场最重要的几个发展趋势如下：
    1. 为了提高生产率而采用更高的切削速度；
    2. 为了降低成本和保护环境而采用干式切削和域最少量润滑(MQL)切削；
    3. 为了减轻零件和结构重量而采用难加工材料(即高强度材料)。
    所有这些发展趁势都对切削刀具的耐磨性、抗变形能力和韧性提出了更高要求。
    Al2O3具有很高的化学稳定性和优良的热特性，是高速切削刀具理想的涂层材料。此外需要强调的是，CVD仍然是能够经济地生产高质量2O3涂层的唯一技术手段。
    CVD Al2O3涂层
    虽然在耐磨涂层领域发表的大部分科技文献都是有关PVD技术的，但认识到过去几年里CVD涂层技术(尤其是Al2O3涂层技术)取得的重大进展是至关重要的。如今，已能通过可控的CVD工艺沉积三种不同的Al2O3涂层(a-Al2O3, k-Al2O3和g-Al2O3)。
    表1 稳定和亚稳定的Al2O3相的特性
    Al2O3相a-Al2O3k-Al2O3g-Al2O3
    稳定性稳定亚稳定亚稳定
    晶体系统三角晶系斜方晶系立方晶系
    空间组D63d=R3cPna21Fd3m
    晶格参数(Å)六边形晶系(h)：a=4.7587, c=12.9929, n=6
    斜方六面体晶系(R):A=5.12, a=55.17°, n=2    		a=4.8351
    b=8.3109    		a=7.92
    单个晶胞中的Al原子数12(h)/4(R)1663/3
    单个晶胞中的O原子数18(h)/6(R)2432
    a-Al2O3是唯一稳定的Al2O3相，亚稳定的k相和g相将通过如沉积中的热处理、沉积后的热处理以及切削加工中产生的热量而转化为稳定的a相。这三种Al2O3相的某些特性见表1。

    图1 由交替沉积的4层a-Al2O3和4层k-Al2O3构成的Al2O3多层涂层。Al2O3的相由沉积前预设的成核工艺措施控制，k-Al2O3和a-Al2O3以相同的工艺参数沉积
    人们惊讶地发现，采用CVD工艺在工业生产中沉积稳定的a-Al2O3要比沉积亚稳态的k-Al2O3困难得多，其原因之一是k-Al2O3在具有fcc结构的TiC、Ti(C,N)或TiN涂层的未氧化表面更容易形成晶核。此时成核的k-Al2O3相对较稳定，并能生长形成较厚的涂层(>10µm)。因此，如果成核表面为TiC、Ti(C ,N)或TiN(这种情况对于硬质合金涂层具有典型性)，用CVD工艺不能直接成核和生长a-Al2O3。这也可以部分解释k-Al2O3作为涂层材料被广泛使用的原因。迄今仍有许多商业化生产的CVD Al2O3涂层由k-Al2O3构成。
    最近，刚刚开发出了可实现工业化生产的CVD Al2O3涂层的最新技术，该技术可通过全面控制成核过程来沉积a-Al2O3和k-Al2O3涂层。图1所示为采用可控成核技术沉积的a-Al2O3和k-Al2O3涂层。图中的Al2O3多层涂层由交替沉积的4层a-Al2O3和4层k-Al2O3涂层所构成。Al2O3的相是在沉积Al2O3之前由成核工艺措施控制的，所有的单层l2O3(a-Al2O3和k-Al2O3)涂层都以相同的工艺参数沉积。利用这项技术可以完全控制CVD 2O3涂层的相结构。
    如上所述，k-Al2O3为亚稳定相，并可在沉积过程或切削加工中(尤其在高速切削时)转化为稳定的a-Al2O3相。在相变时发生的体积收缩将降低并最终破坏k-Al2O3涂层的粘附性。因此，考虑到涂层的沉积效果和耐磨损性能(尤其在高速切削时), a-Al2O3相应该是最佳和最安全的选择。本文重点关注a-Al2O3涂层沉积工艺的进一步优化。
    根据“国际晶体学表”中采用的定义，a-Al2O3属于三角晶系，并有一个以斜方六面体为中心的六边形晶格，空间组符号为R3c 。a-Al2O3的晶体结构通常被描述为由以近似hcp排列(…ABAB…)的氧离子(A, B)构成，负铝离子占据了八面体空隙的2/3。正铝离子在按分层顺序排列(…abgbg…)的氧晶格中能占据三个不同的空位。这就是通常所说的ca、cb和cc。a-Al2O3的晶胞包括6层氧和铝，可用下列方式描述：AcaBcbAcgBcaAcbBcg。
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    Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.1 引言
    由于很多氮化物(TiN、Si3N4、HfN、VN)、碳化物(TiC、SiC、HfC、TaC、VC、WC)、硼化物(B4C、TiB2、ZrB2、C-BN)以及氧化物(Al2O3、ZrO2)都具有很高的硬度和耐磨性，因此被广泛应用于涂层刀具的制造。据报道，在工业发达国家80%以上的硬质合金刀具都经过表面涂覆处理。
    用CVD 法在刀具表面涂覆TiC、TiCN、TiN等涂层已得到普遍应用。为了进一步改善刀具涂层的性能，20世纪90年代以来，国内外相继开发了双涂层、三涂层 以及多涂层(有的甚至达到几十层、上百层)的刀片复合涂层工艺。为了分析并改善涂层的性能，笔者通过研究一种四涂层(TiC-TiN-TiC-Al2O3)的涂层组织结构，对该涂层与基体的结合力以及硬质合金材料涂覆前、后的抗弯强度及其分散性进行了讨论。

    2 试验与检测

    试验材料采用自产CP3型硬质合金，试样尺寸为30×5×5㎣；在CTI-C280M型CVD涂覆炉中进行涂覆处理，涂覆的顺序依次为TiC→TiN→TiC→Al2O3。
    在 菲利浦X'Pert型X衍射仪上对涂层后的硬质合金进行物相分析，试验参数为：Cu靶，石墨单色器，电压40KV，电流40mA，扫描速度0.04° /s；在日本X-650型电子探针仪上观察涂层后硬质合金的断口形貌；在WS-88型涂层结合力测定仪上测定涂层的结合力；在日本T10A型电子拉伸试验 机上测定涂层后硬质合金的抗弯强度，十字头速度为1mm/min。

    3 结果与分析


      图1 涂层后硬质合金的断口形貌

      图2 CVD涂层的X衍射谱
    1. 断口形貌
      在X-650型电子探针仪上观察到涂层后硬质合金的断口形貌如图1所示(图中右侧为涂层)。由图1可见，涂层与基体之间冶金结合紧密，涂层中未见微缺陷且无明显的柱状晶。
      2. 涂层组织结构
      图2为涂层的X衍射谱。通过查对JCPDS衍射卡片，可知涂层中有TiC、TiN和Al2O3相；衍射谱中还有WC和Co相(因为涂层较薄，硬质合金中的主相WC和Co也会在衍射结果中有所反映)。
    2. 涂层结合力
      3. 在WS-88型涂层结合力测定仪上通过划痕法测定的涂层结合力为5～7kg，进一步证明了涂层与基体结合良好。
    3. 抗弯强度
      4. 涂 层前、后分别在日本T10A型电子拉伸试验机上测定材料的抗弯强度。该硬质合金涂层前的抗弯强度分别为2351、2648、2523、2446、 2257、2172、2233、2194、2179、1902、1876、1679、2074、2053、1971、2148、2118、2230、 1485、2206、1885、2034、2234和1967MPa，平均抗弯强度为2119MPa；涂层后该硬质合金的抗弯强度分别为1509、 1513、1551、1552、1564、1567、1567、1611、1624、1631、1636和1643MPa，平均抗弯强度为 1580MPa。由该结果可知，涂层前该材料的抗弯强度存在一定的分散性，涂层后硬质合金的抗弯强度有所下降，但分散性变化很小。
      日本学者研究了用CVD法在硬质合金基体上涂覆单层TiC涂层和涂覆TiC+Al2O3双 层涂层对其抗弯强度的影响。研究结果表明，涂层硬质合金的抗弯强度随涂层厚度的增加而下降。为了分析脆性材料强度的分散性，ASTM标准已推荐使用 Weibull统计方法分析工程陶瓷材料的单轴强度数据，也有不少学者用Weibull统计方法描述钢在韧—脆转变区的断裂韧性以及复合材料的强度等。因 此，笔者引入两参数Weibull分布函数来分析涂层前后硬质合金材料的抗弯强度及其分散性的变化。
      Weibull分布函数为
      F(σ)=1-exp[-(σ/σ0)m](1)
      式中，F(σ)为所施加弯曲应力σ的失效概率，σ0为尺度参数，m为Weibull模量，m值越大，表明材料强度的分散性越小，反之亦然。通过数学变换可将式(1)改写为
      ln{ln[1/(1-F(σ))]}=mlnσ-mlnσ0(2)

      图3 抗弯强度与失效概率的关系
      以{ln[1/(1-F(σ))]}为纵坐标，lnσ为横坐标作图，结果见图3。用最小二乘法将图3中的数据拟合成直线，其斜率即为Weibull模量m。拟合结果为：涂覆前、后硬质合金抗弯强度的Weibull模量分别为10.5和10.4。
    试验结果表明，涂覆前、后该材料抗弯强度的分散性变化不大。由于影响硬质合金抗弯强度的因素有：WC的颗粒尺寸和体积分数、硬质合金中缺陷的尺寸与分布、硬质合金的表面状态以及涂层的种类和厚度等，而TiN、TiC和Al2O3都 是硬脆相，在弯曲试验中涂层硬质合金的断裂首先是从涂层开始的，因此可以想见，这种复合涂层将会降低硬质合金的抗弯强度。值得注意的是：该硬质合金涂层后 其抗弯强度虽有所下降，但其分散性却变化不大，这说明涂覆工艺比较稳定，涂层的一致性较好。在考虑了材料抗弯强度变化的前提下，现已成功地将该涂覆工艺应 用于硬质合金刀具的生产，并取得了显著的经济效益。

    4 结论

    硬质合金经多涂层CVD涂覆处理后(涂层由TiN、TiC和Al2O3组 成)，涂层与基体结合良好；该硬质合金涂层前、后抗弯强度的平均值分别为2119MPa和1580MPa，其抗弯强度的Weibull模量分别为10.5 和10.4，说明涂层前、后该材料的抗弯强度有所降低，但其分散性变化不大。因此，在材料抗弯强度满足使用要求的情况下，该涂覆工艺可用于涂层刀具的生 产。
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    Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.0 引言
    切 削热和由它产生的切削温度直接影响刀具的磨损和使用寿命，并显著地影响工件的加工精度和表面质量。所以，切削热和切 削温度的产生与变化规律，是金属切削研究和工艺技术应用的重要方面。然而，迄今为止，有关切削热的研究很少，尤其对近十年兴起的高速切削，很少有定量研究 切削热及其散热的报道。现今的教科书中引用的切削热在切屑、工件和刀具中的消散比例是20世纪50年代根据车削实验而得出的数据，而那时能达到的切削速度 只在低速范围。20世纪90年代后期，日本学者用实验法研究过中速铣削钢和铝时的切削热，美国学者用计算机模拟和实验法探讨过高速切削碳钢时的切削热。本 文基于解析法，并通过车削实验获取解析法计算中所必需的参数，研究中碳钢干切削条件下所产生的切削热随切削速度的变化、刀具条件的影响，以及切削热通过切 屑、工件和刀具传出的比例。

    1 切削热源及其传出

    Loewen等基于以下几点假设提出了计算切削热和切削温度的解析法：第一、二变形区切削变形功全部转化为热量：变形区热源为平面热源，并且没有热量传递到外界环境中：剪切面、刀具-屑摩擦面和刀具—工件摩擦面处热量均匀分布。设q1、q2和q3分别为剪切面、刀具—屑界面和刀具—工件界面中单位时间产生的切削热量，R1为剪切面热量流向切屑的比例，R2为刀具—屑界面的热量流向切屑的比例，R3为刀具—工件界面的热量流向工件的比例，则切削区的热源和热分配情况如图1所示。
    对于正交自由干式切削，设qz为切削区单位时间产生的总热量，qc、qw和qt分别为切屑、刀具和工件中的热流量，A1、A2和A3分别为剪切面积、刀具—屑接触面积和刀具—工件接触面积，由图1可得
    qz=qc+qw+qt(1)
    qc=R1 q1A1+R2 q2A2(2)
    qw=(1-R1)q1A1+R3 q3A3(3)
    qt=(1-R2)q2A2+(1-R3)q3A3(4)

    图1 切削区的热源和热分配
    对于正交自由切削二维模型，后刀面的作用往往被忽略以简化模型和计算，这样式(3)和式(4)简化后都只剩前一项。设hD为切削厚度，bD为切削宽度，f为剪切角，Fs、vs分别为剪切面上的剪切力和速度，Fg、vch分别为刀具—屑界面上的摩擦力和切屑流速，lf为刀具—屑接触长度，可得
    q1=Fs vs

    hDbDcosf
    		(5)
    q2=Fg vch

    lfbD
    		(6)
    分别由剪切面热量和工件方面计算各自在剪切面的平均温度，式(5)、式(6)应互等：分别由切屑方面和刀具方面计算各自在刀具—屑界面的平均温度，式(5)、式(6)也应互等，从而可得
    qs=R1q1+q0

    c1r1vcsinf
    		(7)
    qt=(1-R2)q2lfA+q'0

    kt
    		(8)
    R1=1

    1+1.328(a1Lh)½

    vchD
    		(9)
    R2=q2(lfA/kt)-qs+q'0

    q2{lfA+0.377lf}


    ktkw [vch lf/(4a2)]¼
    		(10)
    A=2{arsinh(bD)+bDarsinh(2lf)+1(bD)2+2lf-1(2lf+bD)[1+(bD)2]½}











    p2lf2lfbD32lf3bD3bD2lf2lf
    		(11)
    式中，q0为工件初始温度：q'0为刀具的初始温度： qs为剪切面的平均温度：qt为刀具—屑界面的平均温度：r1为工件材料在(qs+q0)/2 温度时的密度：a1、a2分别为工件材料在(qs+q0)/2 和(qt+qs)/2温度时 的热扩散率：Lh为切削变形系数：vc为切削速度：kw为工件材料在(q t+qs)/2温度时的导热系数：kt为刀具材料在qt 时的导热系数：A为刀具—屑接触面积系数
    由正交自由切削的几何关系有
    Fs=Fccosf-Ffsinf(12)
    vs=Lhvcsinf (13)
    Fg=Fc sing0+Ffcosg0(14)
    vch=vc/Lh(15)
    Lh=hch/hD(16)
    f=arctan(cosg0)

    Lh-sing0
    		(17)
    式中，Fc为主切削力：Ff为进给力：g0为刀具前角 ：hch为切屑厚度。
    由上述各式可知，只要测量出Fc、Ff、hch和lf等4个参数，加上已知的切削宽度bD、切削厚度hD、切削速度vc以及工件和刀具的初始温度，从材料手册中查出r1、a1、a2、kw和kt等物理特性值，就可计算出Lh、f、Fs、Fg、A、qs和qt等参 数，进而计算出q1、q2和R1、R2，最后算出qc、qw、 qt和它们各自在总切削热qz中所占的比率Rc、Rw和Rt。
    表1 切削力、切屑厚度和刀—屑接触长度测量值
    切削速度
    (m/min)    		200400600800100012001400
    主切
    削力
    Fc
    (N)    		实验1307371388393348——
    实验2298281285318309282—
    实验3—397380373380365364
    实验4301317323315307307—
    进给力
    Ff
    (N)    		实验1147191207192158——
    实验2160150155186184109—
    实验3—258208223221230223
    实验4186216206211205205—
    切屑
    厚度
    hch
    (mm)    		实验10.2970.2940.2850.2600.245——
    实验20.2510.2150.2230.2380.2290.222—
    实验3—0.2510.2370.2370.2240.2040.201
    实验40.2190.2430.2320.2140.2310.215—
    刀-屑
    接触
    长度
    lf
    (mm)    		实验10.5580.5960.4780.6680.887——
    实验20.6230.4590.4860.6920.7010.758—
    实验3—0.6990.7810.6960.5620.5010.362
    实验40.4470.4530.4650.4270.4590.375—

    2 切削实验

    本 文通过正交干式车削实验来获得这些参数。实验在小型高速车床上进行。将45钢工件预先车成空心管状，设定切削宽度为1.3mm、切削厚度为0.12mm。 采用不同刀具材料及几何角度，在200～1000m/min范围内变换切削速度进行切削。用Kistler压电晶体车削测力仪测量动态切削力，用前刀面着 色法测量刀—屑接触长度。由于所产生的切屑为带状，故直接用千分表测量其厚度。
    • 实验1 条件：YT15刀具，g0=5°，a0=5°，室温为22℃。
    • 实验2 条件：YT15刀具，g0=20°，a0=5°，室温为22℃。
    • 实验3 条件：氧化铝基陶瓷刀具，g0=5°，a0=5°，室温为25℃。
    • 实验4 条件：氧化铝基陶瓷刀具，g0=12°，a0=5°，室温25℃。
    各次实验所测得的切削力、切屑厚度和刀—屑接触长度见表1。

    3 计算结果

    已知r1=7.85×103kg/m3，kw=27.79W/(m·K)，kt=33.50W/(m ·K)，碳钢的热扩散率a=0.12×10-4m2/s。根 据表1实验测量值计算出的各种条件下剪切面热分配系数R1和刀—屑界面热分配系数R2随切削速度的变化如图2所示，切削区单位时间产生的总热量qz和切屑、刀具、工件中的热流量qc、qw、qt随切削速 度的变化如图3所示，切削热的分配随切削速度的变化如图4所示，图4中，曲线2以下区域为切屑热占总切削热的比率Rc，曲线1和曲线2之间区域为总切削热传入工件中的份额Rw，曲线1之上区域为总切削热传入刀具中的份额Rt。

    (a)实验1
    (b)实验2
    (c)实验3
    (d)实验4
    图2 剪切面和刀具—屑界面的热分配系数

    (a)实验1
    (b)实验2
    (c)实验3
    (d)实验4
    图3 切削区单位时间产生的总热量和切屑、工件、刀具中的热流量

    (a)实验1
    (b)实验2
    (c)实验3
    (d)实验4
    图4 切削热在切屑、工件和刀具中的分配

    4 结论

    从 实验数据和计算结果可看出：在上述实验条件下车削中碳钢，随切削速度的增大，剪切面热量和刀-屑界面热量流向切屑的分量都增大，总切削热、流入切屑的热量 都几乎线性增大，流入工件和刀具的热量也增大但增幅很小：耗散于切屑中的切削热占总切削热的77.0%～93.5%，其比率随速度的增大而增大：流入工件 的切削热占20.0%～9.5%，流入刀具中的切削热占3.0%～1.0%，其比率都随速度的增大而减小。用硬质合金与陶瓷刀具材料车削相比，产生的总切 削热相当，但陶瓷刀具切削过程中切屑带走更多的热，传入工件和刀具的热量较少：相同硬质合金材料而刀具前角不同时，大的正前角条件使切屑带走更多的切削 热：相同陶瓷刀具材料而刀具前角不同时亦有相同规律，但本实验中陶瓷刀具的前角相差不大，故所得热量分配数据差异也比较小。
    虽然解析法受其假设条件的限制而计算结果的准确性不可能很高，但是本文的研究还是量化地指出了切削热与切削速度的关系以及刀具材料、刀具角度的影响，证明高速切削中传入工件和刀具的切削热流分量小于低中速切削时的情况。
    歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！

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    Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.1 引言
    淬 硬钢是一类较难加工的材料，硬度高达50～65HRC，主要包括普通淬火钢、淬火态模具钢、轴承钢、轧辊钢及高速钢 等。由于其典型的耐磨结构，淬硬钢被广泛用于制造各种要求高硬度和高耐磨性的基础零部件。随着超硬刀具材料——陶瓷和PCBN性能的提高和价格的调整，解 决了淬硬零件传统制造工艺与快速发展的市场需求之间的矛盾，使得更经济地切削加工淬硬钢成为可能。
    硬态切削是指采用超硬刀具对硬度大于 50HRC的淬硬钢进行精密切削的加工工艺。与磨削相比，硬态切削具有良好的加工柔性、经济性和环保性能，在精磨工序中采用硬态切削是加工淬硬钢的最佳选 择。然而，目前硬态切削加工技术仍然未完全被企业所广泛采用，其主要原因不仅由于企业对硬态切削加工机理及刀具的使用技术未完全理解和掌握，同时也因为硬 态切削工艺中一些不稳定的因素制约了它的推广应用。本文通过综合国内外大量文献，对硬态切削过程中切削力的特征、切屑的形成机理、硬态切削力与金属软化效 应的作用、冷却润滑技术和已加工表面质量等进行了讨论，以期促进硬态切削工艺的推广应用。

    2 硬态切削力特征

    影响硬态切削力的因素主要包括切削速度、进给量、切削深度、后刀面磨损量和工件硬度等。国内外学者的研究表明，在不同精度等级的机床上实施硬态切削时，切削力并不发生变化。
    巴 西AbraoMendes博士分别选用陶瓷刀具、低CBN含量和高CBN含量的PCBN刀具切削AISI52100轴承钢(硬度62HRC)时发现：径向 切削力最大，其次是主切削力和轴向切削力；粗加工时切削力约为精加工时的6～9倍；切削力与进给量、切削深度和后刀面磨损量成近似线性关系；当切削速度增 大时，切削力稍有下降。德国阿亨工业大学w．Konig教授通过用陶瓷刀具和PCBN刀具切削100Cr6淬硬轴承钢的切削力对比实验，研究了切削速度、 切削深度和进给量对切削力的影响趋势。研究表明：主切削力和轴向力的变化与切深呈线性增长趋势，而径向力增长缓慢；不同的进给量对切削力的变化影响趋势一 致，轴向力的增长速率稍低于主切削力和径向力，而当进给量很小时，会出现径向力大于主切削力的现象。日本中山一雄教授认为，提高切削速度使切削力有所下降 的主要原因是切削温度升高使工件塑性增强(即金属的硬度因切削温度的作用而降低)。不过这种性质的变化仅限于一定的切削速度范围，当切削速度超过 20Om/min时，切削力并不沿下降通道变化。这与W.Konig教授的研究结果一致。中山一雄教授认为，尽管淬硬材料的硬度较高，但切削力较小，其原 因一是由于断裂的产生使塑性变形十分小，二是因为刀一屑接触面积小，使摩擦力减小。哈尔滨理工大学刘献礼教授采用正交试验对切削力的各影响因素进行设计， 得出了切削速度、切削深度、进给量和工件硬度对应切削力的三维曲面，在试验条件下得出了主切削力变化规律基本符合传统金属切削理论的结论。
    英 国伯明翰大学E.G.Ng博士对PCBN刀具切削AISIHI3淬硬钢时的切削温度和切削力进行了有限元仿真求解，其最大误差达25％，精度分散性大。同 时有限元计算量也很大。张弘弢教授运用挤压和轧制理论，根据能量原理对倒棱刀具的切削机理进行了深入阐述，提出了倒棱刀具的三区模型(第一变形区、金属死 区、第二变形区)，并能对剪切角和切削力进行预报和仿真；根据金相分析和快速落刀装置，发现金属死区的存在并不依赖于切削速度、前角和倒棱角度；在同样的 切削条件下，倒棱刀具的剪切角小于单尖刀具剪切角约2°～3°。台湾学者K.Fuh利用最小能量原理修正了臼井英治的切削模型，依据切削面积和考虑后刀面 作用力，对切削力进行仿真，其综合精度较高。由于引入的经验系数较多，对于不同的刀具和工件材料这些系数往往是变化的，因此其实用性受到一定限制。

    3 硬态切削的切屑形态

    金 属切削过程研究的重点和核心是切屑的形成过程。硬态切削过程一般产生锯齿形切屑。K.F.Koch博士和P.Fallbochmer博士认为，硬态切削的 切屑形态受切屑厚度的影响最大，当切屑厚度小于20μm时易产生带状切屑，否则生成锯齿形切屑。形成锯齿形切屑的原因主要是刀具前刀面附近的工件材料受到 挤压而堆积在前刀面上，刀具继续向前切削致使切屑材料发生突然断裂。
    关于锯齿形切屑形成机理有很多著名的论断。1964年Recht提 出了切削加工时突变剪切失稳的经典模型，当名义应力一真实应变曲线斜率为零时，即温度变化的局部速率对强度的负面影响等于或大于强度所产生的应变硬化的正 面影响时，材料内部的塑性变形区便产生突变剪断。美国俄克拉荷马州立大学的HouZhen-Bin和RangaKoⅡ1and提出了锯齿形切屑形成过程中 的热力学模型，他们的实验表明，切削速度和进给量在剪切发生失稳中起着重要作用。Samiatin和Rab发现当正常的流动软化率对应变速率敏感值之比等 于或大于5时，金属切削过程的非均匀流动立刻发生。热塑过程的不稳定性(应变硬化与热软化)导致剪断区产生，即使没有热软化效应，其它机理也可使剪切带抗 剪强度明显减小。例如当剪切带产生微裂纹时，使承受应力的实际面积减小，Walker和Shaw认为这是机加工中切屑断裂的一种可能机理。最近shaw和 Vyas对较低切速下加工AISI4340钢和低速加工钛合金产生节状切屑的研究更清楚地证实了上述概念。由于此时的切削速度很低，剪切面产生的热可向任 意侧面扩散，热软化相当困难，因此可解释为由于微裂纹的存在使实际剪断强度降低。剪断失稳的其它机理包括材料组织转变，如在某些钢中马氏体向奥氏体的逆转 变。中山一雄对淬硬钢硬态车削时锯齿形切屑形成机理的观点是：切屑形成起源于自由表面上剪应变值最大处．邻近自由表面的变形假设为纯剪切作用的结果，剪切 断裂与自由表面夹角为45°。sih用解析法获得“应变能密度”因子S，并在平面应变条件下模拟了锯齿形切屑的生成机理，提出硬态切削淬硬钢时锯齿形切屑 形成的新模型，给出了负载角φ与断裂角θ0之间的关系式。
    大连理工大学王敏杰、胡荣生教授的研究表明，锯齿形切屑主要是因为高速切削产 生的热塑剪切失稳所致。热塑剪切失稳是广泛存在于许多动态塑性变形过程中的一种材料破坏现象，其先决条件是变形材料的局部温升引起的热软化效应足以抵消材 料的变形强化效应。金属切削过程中的热塑剪切失稳是指发生在第一变形区的强烈局部剪切集中，其结果导致不对称的锯齿形切屑，它与普通金属材料在低速下形成 的挤裂切屑不同，特征是切屑的各锯齿之间以变形很大的热塑剪切带相隔。采用金属陶瓷刀片SNMG120412N—UG(牌号ZKOI)切削GCrl5轴承 钢的试验结果表明：当切削深度为0.5～4mm、进给量0.07～0.43mm/r、切削速度≥130～160m/min时，开始产生热塑剪切失稳。

    4 硬态切削的已加工表面完整性

    切 削加工过程中切削热的产生和传导、高速摩擦和磨损等因素都会对已加工表面造成一定程度的破坏。用硬态切削取代磨削加工的关键是如何获得理想的加工表面粗糙 度、形状精度和加工表面状态，而提高硬态切削的加工精度和硬态切削工件的性能是一个需要长期深人研究的课题。硬态切削已加工表面的完整性主要包括以下内 容：表层组织形态及其硬度、表面粗糙度、尺寸精度、残余应力的分布和白层的产生。
    美国普渡大学C.R.Liu教授早在1976年便发表 了切屑形成过程对已加工表面亚表层力学状态的论文，主要分析了尖刃刀具和磨损刀具对残余应力的影响。最近C.R.Liu还通过实验论证了超精密硬态切削淬 硬轴承钢的可行性和切削条件．并在超精密硬态切削加工表面的残余应力模型、模拟和优化研究方面做了大量工作。德国PLeskovar的研究工作表明：已加 工表面微观硬度受进给量和后刀面磨损量的影响较大，进给量越小，磨损量越大，表面硬度越高。刘献礼教授的正交硬态切削试验结果表明：切削速度、进给量和切 削深度对表面硬度的影响都具有单一变化规律。即已加工表面硬度随切削速度的提高而增加。随进给量和切深的增大而降低．而且已加工表面硬度越高，硬化层深度 越大。通过对试件的基体组织和表层组织的扫描电镜照片进行对比分析，认为硬态切削过程中已加工表面硬度虽有所提高，产生一定的硬化深度，但对表面表层的金 相组织并无破坏。
    伯明翰大学D.K.Aspinwsll教授在高刚性数控车床上采用陶瓷和PCBN刀具切削淬硬AISIE521O0轴 承钢时发现：工件表层和亚表层的组织状态发生变化，其微观组织由白色的未回火层和黑色的过回火层组成。实验结果显示硬态切削后工件表面均为残余压应力，而 磨削后工件的最大压应力主要集中在工件表面。
    残余应力与材料的成分、组织和缺陷一样．对工件的机械性能有很大影响，多数情况下必须控制 残余应力的大小及其分布规律。硬态切削过程中残余应力的产生被认为与切削热的形成及热源的移动速度、切削刃的几何形状、工件材料以及刀具磨损等关系密切。 国外不少学者试图通过仿真切削热的生成与移动来计算残余应力，但切削热形成的复杂性和残余应力测量误差等原因导致仿真误差较大。最近，加拿大 KurtJacobus运用平面应变粘弹塑性理论、美国普渡大学S.Mittal运用多项式拟合原理预测切削参数对残余应力分布的影响，其不足之处是都需 要进行大量的标定实验来估计系数。J.D.Thiele等研究了精密硬态切削过程中切削刃几何形状和工件硬度对工件表面残余应力的影响，实验中分别选用尖 刃、倒棱、钝圆三种刃部的PCBN刀具，测试结果显示：刀具钝圆半径越大，残余压应力值越大；工件硬度越高，残余压应力值越大。Y.Matsumoto和 D.W.Wu也认为工件硬度对工件表面完整性的影响极大，工件硬度值越大，越有利于残余压应力的形成。Y.Matsumoto还认为，刀具几何形状也影响 残余应力的形成，双倒棱和大钝圆刀具所形成的残余压应力远远优于单一倒棱和尖刃刀具，但切削参数(切深和进给量)对残余应力没有显著影响。
    影 响硬态切削已加工表面质量的另一个重要因素是白层的形成。白层是伴随着硬态切削过程所形成的一种组织形态，它具有独特的磨损特性：一方面硬度高，耐蚀性 好；另一方面又表现出较高脆性，易引起早期剥落失效。白层尺寸较薄，难于准确分析其组织特征，它的形成机理至今仍有争议。一种观点认为白层是相变的结果， 是由材料在切削过程中被快速加热和骤然冷却而形成的晶粒细小的细晶马氏体组成。另一种观点认为白层的形成仅属于变形机制，只是由塑性变形而得到的非常规型 马氏体。目前将白层视为马氏体组织的观点得到一致认可，主要争议在于白层的精细结构。Y.K.Chou和c.J.Evans认为硬态切削过程中白层的形成 与切削热有关，后刀面磨损量的增加将导致白层深度加大，在VB达到0.31mm时白层深度高达lOμm。B．J．Griffiths认为切削过程中产生自 层现象的原因是高速滑动磨损，白层的组织形态是超细晶粒结构的奥氏体和马氏体的混合组织，并与刀具磨损密切相关。因此，需要进一步深八研究白层的形成机理 及其对零件寿命的影响。
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