張 晶 魯學(xué)柱 鄒 倩

（濟(jì)南職業(yè)學(xué)院機(jī)械系，山東濟(jì)南 250103）

自上世紀(jì)80年代初TiN涂層商業(yè)化以來，應(yīng)用各種物理氣相沉積（PVD）技術(shù)制備的刀具涂層在很大程度上改善了高速鋼和硬質(zhì)合金刀具性能，使之具有高耐磨性、高強(qiáng)度、高硬度和小摩擦系數(shù)，TiN、TiCN和TiAlN等Ti化合物成為刀具涂層的事實(shí)上的工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)。TiAlN涂層中的Al元素與空氣中的O反應(yīng)生成Al2O3層［1］，起到熱障作用，阻止更多的切削熱導(dǎo)入刀具，從而延長刀具壽命。TiAlN涂層刀具擁有比TiN、TiCN涂層刀具更佳的力學(xué)性能和高溫氧化性能，被應(yīng)用于高合金鋼、不銹鋼乃至鈦合金和鎳基高溫合金的切削加工。然而高速切削鈦合金和鎳基合金等難加工材料時(shí)，切削溫度高達(dá)1 000℃以上［2］，遠(yuǎn)高于TiAlN涂層刀具的氧化溫度（熱穩(wěn)定溫度800℃），此時(shí)Ti元素易形成多孔非保護(hù)性的沉積物［3］，熱硬度明顯下降，刀具因急劇磨損而失效;且TiAlN涂層是含Ti涂層，在高速切削高溫高壓作用下，易與Ti合金工件發(fā)生粘結(jié)和擴(kuò)散磨損。

1 CrAlN涂層刀具研究狀況

與Ti基涂層相比較，Cr基涂層的氧化性能、耐腐蝕性能和抗粘結(jié)性能、韌性都很優(yōu)越，在金屬成形、塑料注模和高速切削等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用［4］。特別是CrAlN涂層刀具，其顯微硬度、氧化溫度分別高達(dá)3 200 HV和1 100℃遠(yuǎn)高于TiAlN涂層刀具的3 000 HV和800℃，而CrAlN涂層的導(dǎo)熱系數(shù)和摩擦系數(shù)均小于TiAlN。如表1所示（數(shù)據(jù)來源于Balzers涂層有限公司）。通過PVD方法進(jìn)行CrAlN涂層時(shí)，Cr-Al-N涂層體系可以容納更多的Al（高達(dá)75%）并保持穩(wěn)定的立方晶格結(jié)構(gòu)，而Ti-Al-N體系只能容納65%的 Al［5］。高速切削時(shí)，CrAlN 涂層刀具中的 Cr、Al元素與空氣中的O反應(yīng)形成Al2O3和Cr2O3氧化膜［6］，起到抑制氧化、耐磨及隔熱作用，使更多的熱量通過切屑帶走，降低了刀具體溫度。因此在難加工材料的高速切削領(lǐng)域有望代替TiAlN涂層刀具，具有廣闊的應(yīng)用前景。

表1 幾種涂層的物理力學(xué)性能

2 CrAlN涂層工藝

CrAlN涂層刀具基體通常選用高速鋼或硬質(zhì)合金。高速鋼或硬質(zhì)合金基體具有高強(qiáng)度和高韌性，CrAlN涂層高硬耐磨、耐氧化及熱障作用，綜合各自優(yōu)點(diǎn)就可開發(fā)出切削性能優(yōu)異的CrAlN涂層刀具。涂層

成分能否在涂層刀具上發(fā)揮其應(yīng)有的作用，在很大程度上取決于涂層工藝，因?yàn)橥繉?基體的界面結(jié)合強(qiáng)度、涂層微觀組織結(jié)構(gòu)、晶粒擇優(yōu)取向、各單元涂層的厚度及總厚度等是決定涂層刀具性能的重要因素，這些因素都與涂層工藝直接有關(guān)?？刹捎枚喾NPVD涂層方法來制備不同結(jié)構(gòu)特性的CrAlN涂層刀具，如陰極弧離子鍍［4，7-8］、直流/交流反應(yīng)磁控濺射［9-10］、脈沖閉合場費(fèi)平衡磁控濺射［11］等。不同的PVD涂層方法的能量的大小和激發(fā)方式不同、真空度、氣氛環(huán)境和沉積溫度不盡相同，但存在共同的基本工藝參數(shù):Al含量（即Al/Al+Cr原子比）?；w負(fù)偏壓、電弧電流、磁場強(qiáng)度、N2分壓等都會對Cr1-xAlxN涂層成分產(chǎn)生影響。提高Al含量，能較大程度地提高涂層/基體界面結(jié)合力、涂層硬度、耐磨性和氧化性能。純CrN涂層具有面心立方晶格的晶體結(jié)構(gòu)fcc-CrN，AlN為密堆六方晶格結(jié)構(gòu)hcp-AlN。當(dāng)CrAlN涂層中Al含量較少時(shí)，Al作為間隙元素置換一部分的Cr，AlN晶格結(jié)構(gòu)為fcc-AlN;當(dāng)Al含量達(dá)到某一定值時(shí)，fcc-AlN轉(zhuǎn)變?yōu)檩^軟的hcp-AlN，hcp-AlN具有絕緣特性，將導(dǎo)致沉積過程中斷［12］。因此控制Al含量是決定CrAlN涂層性能優(yōu)劣的關(guān)鍵。

3 CrAlN涂層刀具的摩擦磨損

刀具/切屑、刀具/工件間的摩擦系數(shù)和磨損（磨損量、磨損速率）是描述一個(gè)摩擦學(xué)系統(tǒng)摩擦特性的變量。影響涂層刀具摩擦磨損的因素除了切削條件、刀具幾何參數(shù)、切削介質(zhì)外，還與基體材料、涂層結(jié)構(gòu)和應(yīng)用類型有關(guān)。目前對CrAlN涂層摩擦磨損的研究主要通過低速低載荷下的銷-盤式、球-盤式或環(huán)-塊式摩擦磨損實(shí)驗(yàn)進(jìn)行。通過對比AlN、CrN和CrAlN涂層與Al2O3的干摩擦行為發(fā)現(xiàn)，AlN涂層磨損最劇烈，以粘結(jié)磨損為主;CrN和CrAlN涂層以粘結(jié)磨損和摩擦氧化為主，硬的氧化顆粒Al2O3和Cr2O3致使涂層產(chǎn)生微切削作用。CrAlN涂層優(yōu)異物理力學(xué)性能使其粘結(jié)磨損程度最小，如圖1［13］。

圖2［8］示出了洛氏硬度（A標(biāo)尺）壓痕實(shí)驗(yàn)中，588N正壓力下CrN涂層和CrAlN涂層的表面形貌，CrN涂層呈現(xiàn)片狀剝落，而CrAlN涂層未出涂層剝落現(xiàn)象。原因是間隙Al改善了CrN涂層的硬度和韌性。隨著Al含量增加，CrAlN涂層硬度先升高后降低而磨損速率先低后高;當(dāng)Al含量為0．71時(shí)CrAlN涂層有最高的硬度和最低的磨損率。當(dāng)Al含量為0．83時(shí)，由于涂層過程中生成較軟的hcp-AlN相，涂層性能弱化導(dǎo)致硬度降低、磨損上升，如圖3［4］所示。

采用多層涂層，引入界面層能有效提高基體與涂層/基體的結(jié)合強(qiáng)度，減小內(nèi)應(yīng)力，抑制摩擦裂紋的擴(kuò)展和蔓延，引導(dǎo)裂紋沿涂層界面方向擴(kuò)展，減小涂層剝落［14］，如圖4 所示。

涂層刀具的磨損特性與均質(zhì)刀具不同，除了受切削條件、環(huán)境介質(zhì)和刀具幾何參數(shù)的影響，還受涂層/基體界面結(jié)合強(qiáng)度、刀具/工件匹配的影響。如圖5所示，涂層刀具的磨損形式除了均質(zhì)刀具常見的后刀面磨損A、邊界磨損B、橫向裂紋D和前刀面月牙洼磨損E外，還有涂層刀具特有的梳狀裂紋C和涂層剝落。

涂層刀具在高速切削尤其是斷續(xù)銑削時(shí)產(chǎn)生的熱力耦合強(qiáng)場作用下，涂層內(nèi)部、涂層與基體間產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，切削刃附近產(chǎn)生熱塑性變形，冷卻后變形區(qū)產(chǎn)生熱裂紋，熱力耦合作用使裂紋生長成梳狀裂紋，刀具基體和工件直接接觸，切屑擠壓在梳狀裂紋中，發(fā)生擴(kuò)散和溶解磨損，加速裂紋擴(kuò)展，最終導(dǎo)致崩刃和涂層剝落［15］，如圖 6 所示。

圖7示出了相同工藝條件下制備的CrAlN和TiAlN硬質(zhì)合金涂層刀具高速銑削淬硬工具鋼時(shí)后刀面磨損情況。磨損速度從大到小的順序是:

TiN（CrN）＞TiAlN-1＞TiAlN-2＞CrAlN-1＞CrAlN-2。CrAlN涂層刀具的磨損速率小于TiAlN，原因是CrAlN涂層的摩擦系數(shù)更小、耐磨性更好、韌性更高、高溫氧化性更優(yōu)。CrAlN-1和CrAlN-2磨損量差異源于兩涂層中Al含量的不同［16］。

4 存在的問題

鑒于CrN和CrAlN涂層優(yōu)良的高溫力學(xué)性能、抗氧化性和耐腐蝕性，其作為高速切削刀具涂層材料具有很大潛力。目前CrAlN涂層刀具研究中存在的問題主要集中在以下方面:（1）商業(yè)化CrN、CrAlN涂層刀具仍以單涂層為主，對于多層涂層如 TiN/CrAlN、CrN/CrAlN、CrN/AlN研究不多，尤其對梯度涂層和納米超晶格涂層的研究更少。（2）對于CrAlN涂層刀具與工件性能匹配的研究較少。CrAlN涂層刀具加工Ti合金和鎳基高溫合金時(shí)，在高溫作用下涂層表面產(chǎn)生Al2O3和Cr2O3氧化膜，耐磨損、隔熱屏障作用比TiAlN涂層更優(yōu)，目前對CrAlN涂層刀具加工高溫合金相關(guān)研究很少，如刀具壽命、切削力、切削熱、工件表面質(zhì)量等。（3）對CrAlN涂層刀具摩擦磨損特性和機(jī)理的研究仍以低速低載摩擦試驗(yàn)和普通切削試驗(yàn)相結(jié)合的方法進(jìn)行，而低速摩擦試驗(yàn)與切削時(shí)高溫高壓高應(yīng)變的條件迥異，所以所測得的摩擦系數(shù)、刀具磨損量、磨損速率與高速切削時(shí)相差很大;得到的摩擦磨損特性與刀具壽命之間相互矛盾的結(jié)論，還沒有建立其切削條件與刀具摩擦磨損特性之間的關(guān)系模型。

5 CrAlN涂層刀具的發(fā)展趨勢

PVD涂層技術(shù)和高速切削加工技術(shù)的發(fā)展對Cr基涂層的硬度、界面結(jié)合強(qiáng)度、耐磨性、耐高溫氧化性提出了更高要求，單層CrAlN涂層難以滿足加工要求，促使CrAlN涂層技術(shù)向多元涂層、多層涂層和納米涂層方向發(fā)展。

5．1 多元涂層

借鑒材料合金化原則，通過向三元CrAlN涂層中添加間隙元素Ti、Si、V及C等元素，置換部分 Cr元素，利用Al、Si、V等的熱特性以及固溶強(qiáng)化作用，優(yōu)化涂層成分和性能。與添加Al元素相似，含Si的涂層如TiSiN、CrSiN比不含Si涂層的TiN、CrN涂層的高溫氧化性顯著提高，并且Si起到隔熱屏障作用抑制切削產(chǎn)生的熱量流入刀具體［17］。另外，Si元素具有細(xì)化晶粒作用，經(jīng)常觀察到“非晶態(tài)SiNx包覆的小晶態(tài)CrN晶?！钡默F(xiàn)象，形成細(xì)晶粒的CrAl（Si）N涂層、TiCrAlN涂層或結(jié)構(gòu)更復(fù)雜的 （TiCrAlVSi）xNy涂層。對比TiAlN、TiCrAlN和（TiCrAlVSi）N涂層立銑刀高速銑削硬化冷作模具鋼磨損試驗(yàn)可知，Si、V等間隙元素的加入明顯改善了涂層刀具的切削性能，（TiCrAlVSi）N涂層刀具的后刀面磨損量VB僅有23 μm，約是TiCrAlN涂層刀具的1/2，TiAlN涂層刀具的1/3，切削刃的磨損形貌如圖 8 所示［18］。

5．2 多層涂層

多層涂層中增加了大量的界面并減小了晶粒尺寸，而且相對小的殘余壓應(yīng)力也有利于提高涂層的附著強(qiáng)度，增加了涂層的硬度和韌性，另外多層有利于晶粒尺寸和結(jié)構(gòu)的調(diào)整，優(yōu)化涂層的硬度和韌性比，實(shí)現(xiàn)膜的多功能特性。與單層CrAlN涂層容易形成圓柱形晶體結(jié)構(gòu)不同，多層CrN/CrAlN涂層各層間界限分明，抑制了圓柱形晶粒的生長［19］。

車削、鉆削及銑削加工過程中，刀具切削部分的接觸過程和熱狀態(tài)對刀楔的塑性強(qiáng)度、剛度以及裂紋擴(kuò)展模式產(chǎn)生影響。基體-粘附底層-強(qiáng)化層-耐磨層構(gòu)成了刀楔耐磨綜合體。強(qiáng)化層可促使提高刀楔的塑性強(qiáng)度和剛度;耐磨涂層可提高接觸面的耐磨性（因提高了硬度、對被加工材料的物理化學(xué)鈍性和高的熱動力學(xué)穩(wěn)定性）;粘附底層可提高耐磨綜合體與基體材料的粘附鍵的強(qiáng)度（因其與強(qiáng)化層和耐磨涂層的晶體化學(xué)相容性較高），如圖9所示［20］。在高速鋼或硬質(zhì)合金基體上涂層時(shí)，引入Cr或CrAl作為中間過渡層，過渡層與CrAlN和基體的結(jié)合強(qiáng)度高于CrAlN層與基體的結(jié)合強(qiáng)度。Cr層通常較軟但韌性較高，與基體的熱膨脹系數(shù)和彈性模量接近;CrAlN層較硬，耐磨性好，兩者的組合將同時(shí)獲得高硬度和高韌性，提高CrAlN涂層性能。

5．3 納米超晶格涂層

納米超晶格涂層由高層數(shù)（達(dá)幾百層）的同種結(jié)構(gòu)材料、化學(xué)鍵和原子半徑及晶格常數(shù)相近的各單層材料組成，存在一個(gè)最佳的超晶格雙層周期（僅幾納米），則可能得到與組成它的各單涂層的性能差異顯著的全新涂層。涂層/基體、涂層/涂層的晶格類型、晶格常數(shù)的匹配是影響涂層刀具性能的重要因素。涂層/基體、涂層/涂層晶格錯(cuò)配度越小，殘余應(yīng)力越小，越容易形成多層膜的共格生長。對于WC/CrAlN［7］、CrN/CrAlN［9］及 AlN/CrN［12］等納米超晶格涂層，單層CrN和CrAlN涂層是面心立方晶格結(jié)構(gòu)（fcc-CrN），而WC和AlN是密堆六方晶格結(jié)構(gòu)（hcp-WC，hcp-AlN）。進(jìn)行超晶格涂層時(shí)，通過調(diào)制合適超晶格雙層周期，利用fcc-CrN晶格結(jié)構(gòu)的模板約束作用促使hcp-WC和hcp-AlN相轉(zhuǎn)變?yōu)閒cc-WC和fcc-AlN相。當(dāng)AlN/CrN和WC/CrAlN涂層的超晶格雙層周期分別為3．8 nm和7 nm時(shí)，AlN/CrN涂層和WC/CrAlN涂層顯示出最高的硬度，分別為40 GPa和43 GPa，其硬度、耐磨性和高溫氧化性能明顯高于單層CrAlN涂層和TiAlN涂層。

6 結(jié)語

在高速切削加工領(lǐng)域，尤其是難加工材料（鈦合金，高溫鎳基合金）的高速切削加工，CrAlN涂層刀具具有TiAlN涂層刀具無可比擬的優(yōu)勢:極高的硬度和耐磨性、優(yōu)異的高溫氧化性能，具有廣闊應(yīng)用前景。本文綜述了CrAlN涂層刀具的現(xiàn)狀、CrAlN刀具涂層工藝，探討了CrAlN涂層的摩擦磨損特性和CrAlN涂層刀具的磨損機(jī)理，并指出目前對CrAlN涂層刀具高速切削難加工材料的摩擦磨損機(jī)理有待于進(jìn)一步研究;多元多層、梯度涂層以及納米超晶格涂層是CrAlN涂層刀具今后的研究方向。

［1］PalDey S，Deevi S C．Single layer and multilayer wear resistant coatings of（Ti，Al）N:a review［J］．Materials Science and Engineering，2003，342（1/2）:58-79．

［2］Muller-Hummel P，Lahres M．Quantitative measurement of temperatures on diamond-coated tools during machining［J］．Diamond and Related Materials，1995，4（10）:1216-1221．

［3］Ding Xingzhao，Tan A L K，Zeng X T，et al．Corrosion resistance of CrAlN and TiAlN coatings deposited by lateral rotating cathode arc［J］．Thin Solid Films，2007，516（16）:5716-5720．

［4］Reiter A E，Derflinger V H，Hanselmann，et al．Investigation of the properties of Al1-xCrxN coatings prepared by cathodic arc evaporation［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2005，200（7）:2114-2122．

［5］Kawate M，Hashimoto A K，Suzuki T．Oxidation resistance of Cr1-xAlxN and Ti1-xAlxN films［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2003，165（2）:163-167．

［6］Banakh O，Schmid P E，Sanjinés R，et al．High temperature oxidation resistance of Cr1-xAlxN thin films deposited by reactive magnetron sputtering［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2003，163/164:57-61．

［7］Li H Y，Han J G，Baeg S H，et al．Structure and properties of WCCrAlN superlattice films by cathodic arc ion plating process［J］．Thin Solid Films，2002，420/421:414-420．

［8］Uchida M，Nihira N，Mitsuo A，et al．Friction and wear properties of CrAlN and CrVN films deposited by cathodic arc ion plating method［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2004，177/178:627-630．

［9］Barshilia H C，Deepthi B，Selvakumar N，et al．Nanolayered multilayer coatings of CrN/CrAlN prepared by reactive DC magnetron sputtering［J］．Applied Surface Science，2007，253（11）:5076-5083．

［10］Pulugurtha S R，Bhat D G．A study of AC reactive magnetron sputtering technique for the deposition of compositionally graded coating in the Cr-Al-N system［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2006，201（7）:4411-4418．

［11］Lin J，Mishra B，Moore J J，et al．Microstructure，mechanical and tribological properties of Cr1-xAlxN films deposited by pulsed-closed field unbalanced magnetron sputtering（P-CFUBMS）［J］．Surface＆Coatings Technology，2006，201（7）:4329-4334．

［12］Park J K，Baik Y J．The crystalline structure，hardness，and thermal stability of AlN/CrN superlattice coating prepared by D．C．magnetron sputtering［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2005，200（5/6）:1519-1523．

［13］Bobzin K，Lugscheider E，Nickel R，et al．Wear behavior of Cr1-xAlxN PVD-coatings in dry running conditions［J］．Wear，2007，263:1274-1280．

［14］韓修訓(xùn)，閻逢元，閻鵬勛，等．多層涂層的摩擦學(xué)研究進(jìn)展［J］．機(jī)械工程材料，2002，26（5）:1-5．

［15］Nordin M，Sundstr?m R，Selinder T I，et al．Wear and failure mechanisms of multilayered PVD TiN/TaN coated tools when milling austenitic stainless steel［J］．Surface and Coatings Technology，2000，133/134:240-246．

［16］Ding X Z，Zeng X T，Liu Y C，et al．Cr1-xAlxN coatings deposited by lateral rotating cathode arc for high speed machining applications［J］．Thin Solid Films，2008，516（8）:1710-1715．

［17］Lin C H，Duh J G，Yeh J W．Multi-component nitride coatings derived from Ti-Al-Cr-Si-V target in RF magnetron sputter［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2007，201（14）:6304-6308．

［18］Yamamoto K，Kujime S，Takahara K．Structure and mechanical property of Si incorporated（Ti，Cr，Al）N coatings deposited by arc ion plating process［J］．Surface ＆ Coatings Technology，2005，200（5/6）:1383-1390．

［19］Okumiya M，Griepentrog M．Mechanical property and tribological behavior of TiN-CrAlN and CrN-CrAlN multilayer coatings［J］．Surface ＆ Coatings Technology，1999，112（1/3）:123-128．

［20］李良福．國外涂層刀具的研究狀況［J］．機(jī)械設(shè)計(jì)與制造工程，2001，30（3）:4-6．