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(廣東工業(yè)大學機電工程學院，廣州 510006)

0 引 言

鎳基高溫合金具有優(yōu)異的高溫強度、化學穩(wěn)定性、耐腐蝕性、抗熱震性等性能，廣泛應用于航空航天、能源和化工等領域。Inconel 718合金是應用最為廣泛的一種鎳基高溫合金[1-3]，該合金的強度高、導熱系數(shù)小且易產生加工硬化，屬于難加工材料[4-5]。在加工Inconel 718合金時，為了獲得較長的刀具使用壽命和較低的工件表面粗糙度，除了要求切削刀具材料具有較高的硬度外，還要求其具有較高的強度、紅硬性、抗氧化性、斷裂韌性和高溫化學穩(wěn)定性等[6]。

目前，用于高溫合金切削加工的刀具主要為硬質合金刀具。但是硬質合金刀具的耐熱性較差，導致其切削速度很慢，無法滿足現(xiàn)代工業(yè)對加工效率的要求[7]。與硬質合金刀具相比，陶瓷刀具的硬度更高，紅硬性和高溫強度更好，加工高溫合金時的切削速度更高且刀具壽命更長[8-9]。TiB2基陶瓷是一種新型刀具材料，具有高的熔點、高溫強度、硬度以及優(yōu)異的耐磨性能，可用于切削難加工材料[10-14]。SONG等[15]用TiB2基陶瓷刀具加工Cr12MoV模具鋼時獲得了良好的切削效果，以后刀面磨損高度為0.6 mm為磨損標準，其有效切削長度超過1 700 m。

B4C材料具有優(yōu)異的硬度和抗彎強度，將其與TiB2復合燒結得到的TiB2-B4C復相陶瓷具有優(yōu)異的力學性能[16-18]。目前，TiB2-B4C復相陶瓷作為刀具材料的研究較少。為此，作者制備了不同配比的TiB2-B4C復相陶瓷并將其加工成刀具對Inconel 718合金進行切削，研究了不同切削速度下的切削性能，并與商用硬質合金刀具的進行了對比。

1 試樣制備與試驗方法

試驗原料有B4C粉體，純度99%，平均粒徑3 μm；TiB2粉體，純度99.5%，平均粒徑5 μm。工件材料為Inconel 718合金，屈服強度為1 100 MPa，抗拉強度為1 310 MPa，伸長率為23.3%，彈性模量為206 GPa，導熱系數(shù)為11.2 W·m-1·K-1，密度為8 470 kg·m-3，退火后的硬度約為2.5 GPa[1]。

分別按照組成(體積分數(shù)，下同)為80%TiB2-20%B4C(TB2)和20%TiB2-80%B4C(TB8)進行配料，在行星球磨機上以轉速為450 r·min-1球磨8 h，磨球為Si3N4球，球料質量比為2∶1，球磨介質為丙酮。球磨后的物料在50 ℃下旋轉蒸發(fā)烘干，過100目篩后，倒入直徑為50 mm的石墨模具中，在氬氣氣氛中以10 ℃·min-1的升溫速率加熱至2 000 ℃，保溫1 h進行熱壓燒結，壓力為30 MPa，隨爐冷卻。

應用阿基米德排水法測定陶瓷試樣的體積密度。采用四點彎曲法在INSTRON-1195型萬能材料試驗機上測抗彎強度，試樣尺寸為1.5 mm×2 mm×25 mm，下跨距為20 mm，上跨距為10 mm，壓頭下壓速度為0.5 mm·min-1。將陶瓷試樣鏡面拋光后，采用HVS-30ZC型維氏硬度計測維氏硬度，載荷為24.52 N，保載時間為10 s；應用壓痕法測斷裂韌度，載荷為98 N，保載時間為10 s。使用Nova NanoSEM430型超高分辨率場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察陶瓷試樣的表面形貌(拋光后)，以及維氏硬度測試后的壓痕形貌。

將所制備的復相陶瓷加工成型號為SNGN120712T02020的標準刀具，刀尖圓弧半徑為1.2 mm。用復相陶瓷刀具和商用硬質合金(YG)刀具對Inconel 718合金進行連續(xù)切削，刀片安裝前角為-6°，后角為6°，主偏角為45°，切削速度分別為50，150 m·min-1，切削深度為0.5 mm，進給量為0.1 mm·r-1。在切削過程中，使用OLYMPUSSZ61型體視顯微鏡觀察并測量刀具的邊界磨損高度、后刀面磨損高度和刀尖磨損高度，當后刀面磨損高度達到0.3 mm時停止切削，對應的切削長度為有效切削長度，以有效切削長度來表征刀具壽命。采用Nova NanoSEM430型超高分辨率場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察刀具后刀面的磨損形貌。

2 試驗結果與討論

圖1 TB2和TB8陶瓷表面拋光后的微觀形貌Fig.1 Polished surface micromorphology of ceramics TB2 (a) and TB8 (b)

2.1 陶瓷的微觀形貌和力學性能

由圖1可知：在TB2陶瓷中，B4C增強相(黑色)均勻分布在TiB2(灰色)基體中；在TB8陶瓷中，TiB2增強相均勻分布在B4C基體中。

由表1可知：TB2陶瓷的相對密度、抗彎強度和維氏硬度均略低于TB8陶瓷的，但斷裂韌度比TB8陶瓷的高約26%；TB8陶瓷的維氏硬度比TB2陶瓷的高，這是因為B4C陶瓷的本征硬度(35～43 GPa) 顯著高于TiB2陶瓷的(24～32 GPa)。

表1 不同陶瓷的物理和力學性能Table 1 Physical and mechanical properties ofdifferent ceramics

由圖2可知：在TB2陶瓷中，維氏壓痕裂紋較曲折，裂紋在TiB2基體上沿晶界擴展，在擴展過程中遇到B4C晶粒即發(fā)生偏轉，如箭頭所指；在TB8陶瓷中，維氏壓痕裂紋較平直，裂紋在B4C基體中以及遇到TiB2晶粒時基本都為穿晶擴展。這是因為TB2陶瓷的斷裂韌性高于TB8陶瓷的。

圖2 TB2和TB8陶瓷的維氏壓痕裂紋形貌Fig.2 Vickers-indentation-formed crack morphology of ceramics TB2 (a) and TB8 (b)

圖3 不同切削速度下不同刀具后刀面磨損高度隨切削長度的變化曲線Fig.3 Flank wear height vs cutting length curves of different cutting tools at different cutting speeds

2.2 刀具的切削性能

由圖3可以看出：當切削速度為50 m·min-1時，TB2陶瓷刀具的有效切削長度超過800 m，約為TB8陶瓷刀具和YG硬質合金刀具的3倍，當切削速度為150 m·min-1時，其有效切削長度超過340 m，約為TB8陶瓷刀具和YG硬質合金刀具的2倍，可見TB2陶瓷刀具的壽命最長；在較低的切削速度(50 m·min-1)下，三種刀具的后刀面磨損高度均隨切削長度的增加而平穩(wěn)增加，沒有出現(xiàn)快速磨損階段，在較高的切削速度(150 m·min-1)下，TB2陶瓷刀具和YG硬質合金刀具分別在切削長度達100，200 m時發(fā)生快速磨損，TB8陶瓷刀具的磨損很快，在切削長度達到100 m時其后刀面磨損高度即達到300 μm；切削速度為150 m·min-1時三種刀具的壽命均約為切削速度為50 m·min-1下的1/2。

由圖4可以看出：隨著切削長度的增大，TB2陶瓷刀具和TB8陶瓷刀具的邊界磨損高度均先緩慢增加后迅速增加，而YG硬質合金刀具的邊界磨損高度保持緩慢增加趨勢；三種刀具的刀尖磨損高度均隨切削長度的增加而增大，但YG硬質合金刀具的刀尖磨損得更慢。結合圖3(b)分析可知：當切削長度小于250 m時，TB2陶瓷刀具的后刀面磨損高度大于邊界磨損高度，而當切削長度約為300 m時，邊界磨損高度超過1 200 μm，遠大于后刀面磨損高度；當切削長度小于100 m時，TB8陶瓷刀具的邊界磨損高度與后刀面磨損高度相差不大，但當切削長度約為150 m時，邊界磨損高度超過900 μm，遠大于后刀面磨損高度；YG硬質合金刀具的邊界磨損高度始終小于后刀面磨損高度。隨著切削長度的增加，陶瓷刀具的切削刃與刀尖變鈍，變鈍的刀尖對加工表面的擠壓作用增強，導致材料的加工硬化更嚴重；在下一次刀具進給時，硬化的工件材料與刀具的邊界接觸，從而加快了邊界磨損。同時，變鈍的切削刃對工件過渡表面的擠壓作用也增強，切削刀無法順利切下待加工表面硬化層，使待加工表面與過渡表面交界處形成硬化毛邊；硬化毛邊對刀具的高頻沖擊造成刀具在邊界處發(fā)生輕微崩刃，因而邊界磨損迅速增加。與陶瓷刀具相比，YG硬質合金的韌性更高，邊界處不易發(fā)生崩刃；此外，切削溫度對硬質合金的影響較大，而切削溫度最高的位置位于切深中部。因此，YG硬質合金刀具的后刀面磨損高度大于邊界磨損高度。

2.3 刀具的磨損形貌

由圖5(a)可以看出，在150 m·min-1下切削340.1 m長時，TB2陶瓷刀具的后刀面邊界(N區(qū))發(fā)生了嚴重的溝槽磨損，刀尖處(C區(qū))的磨損高度小于邊界處的，而后刀面(B區(qū))的磨損高度最小。

圖4 當切削速度為150 m·min-1時不同刀具的邊界磨損高度和刀尖磨損高度隨切削長度的變化曲線Fig.4 Boundary wear height (a) and tool tip wear height (b) vs cutting length curves of different cutting tools at cutting speed of 150 m·min-1

由圖5(b)可以看出：在切削刃(位置1)處存在比較嚴重的積屑瘤，以及會導致積屑瘤剝落的裂紋；后刀面出現(xiàn)了黏結層，該黏結層主要含有鎳、鐵和鉻元素，說明黏結層由工件材料形成，由于后刀面與工件之間存在持續(xù)的擠壓和摩擦，黏結層會不斷發(fā)生剝落和重新形成，因此會不斷帶走刀具表層的材料，導致后刀面磨損高度不斷增大；在該區(qū)域還存在輕微的崩刃現(xiàn)象。綜上可知，刀具后刀面的磨損機制主要為黏結磨損和輕微崩刃。

由圖5(c)可以看出，后刀面邊界(位置2)的磨損溝槽邊緣存在工件冷焊層，冷焊層發(fā)生剝落使刀具基體裸露在外，在冷焊層上還黏結著刀具基體晶粒的剝落鱗片(如箭頭所示)。隨著切削的進行，陶瓷刀具邊界處發(fā)生輕微崩刃，崩刃處擠壓工件使工件過渡表面的材料在刀具后刀面形成硬化的冷焊層；冷焊層在切削過程中不斷地受到硬化毛邊的沖擊而發(fā)生剝落，剝落的冷焊層帶走大量黏結在其上的刀具基體材料，導致溝槽不斷向尾部擴大，從而形成邊界區(qū)細長的溝槽磨損形貌。溝槽一旦形成，刀具邊界對工件的擠壓作用和工件表面的加工硬化程度均增大，從而加速溝槽的磨損。因此，刀具邊界的磨損機制主要為輕微崩刃和冷焊層剝落。

由圖5(d)可以看出：后刀面刀尖(位置3)存在與刀具基體結合比較緊密且比較厚的黏結層(如箭頭所指)，因此刀尖的磨損機制主要為黏結磨損。由于TB2陶瓷的韌性較好，且以沿晶斷裂為主，因此刀具材料更容易以拔出、脫落的形式被工件冷焊層和黏結層帶走，從而造成后刀面的磨損。

圖6 在150 m·min-1下切削154 m長時TB8陶瓷刀具的磨損形貌Fig.6 Wear morphology of TB8 ceramic cutting tool after cutting in 154 m length at 150 m·min-1: (a) at low magnification and (b) enlarged view of the rectangle

由圖6可知：在150 m·min-1下切削154 m長時，TB8陶瓷刀具的后刀面邊界(N區(qū))同樣發(fā)生了嚴重的溝槽磨損，同時后刀面(B區(qū))和刀尖處(C區(qū))發(fā)生嚴重的崩刃和輕微的黏結磨損；TB8陶瓷刀具的溝槽磨損形貌與TB2陶瓷刀具的類似，但由于TB8陶瓷的斷裂韌度較低，更容易出現(xiàn)大塊崩刃，因此磨損溝槽的寬度更大；由邊界區(qū)(圖中方框)的放大形貌可見，崩刃處形成了新的切削刃，新切削刃較鋒利，因此刀具對工件的擠壓作用較輕，工件與刀具之間的冷焊作用較弱，溝槽磨損的原因主要為工件硬化毛邊的沖擊導致溝槽位置的冷焊層帶著刀具基體成塊裂開并剝落，而不是刀具晶粒被冷焊層黏結而帶走，因此TB8陶瓷刀具的邊界磨損機制為崩刃和冷焊層成片剝落；由于新切削刃處的排屑阻力增加，因此崩刃處形成一些積屑瘤，如圖6(b)中箭頭所指。TB8陶瓷刀具的后刀面雖然存在黏結磨損，但是由于TB8陶瓷的斷裂韌性低，因此后刀面磨損以切削刃崩刃破損為主；刀尖的磨損形貌與后刀面的幾乎一致，磨損機制主要為崩刃。雖然TB8陶瓷刀具的硬度更高，但是由于斷裂韌度較小，同時崩刃和剝落現(xiàn)象嚴重，因此其壽命比TB2陶瓷刀具的更短。

由圖7(a)可以看出，在150 m·min-1下切削159.5 m長時，YG硬質合金刀具后刀面(B區(qū))的磨損高度略大，但不同區(qū)域均以黏結磨損為主，同時后刀面邊界發(fā)生輕微崩刃(如圖中箭頭所指)。由圖7(b)可以看出，YG硬質合金刀具后刀面存在明顯的黏結層，且切削刃處存在積屑瘤，高度約為60 μm，積屑瘤與刀具基體結合緊密。由于YG硬質合金的斷裂韌性較高，其刀具的切削刃在切削過程中不易發(fā)生崩刃，可以保持比較鋒利的切削刃結構，因此對工件的擠壓作用較輕，工件的加工硬化不嚴重；后刀面邊界沒有出現(xiàn)因工件硬化導致的溝槽磨損形貌。但是，由于YG硬質合金抗黏結磨損性能差，其刀具材料更容易因為黏結層不斷的剝落與形成而脫落，因此刀具壽命較短。

圖7 在150 m·min-1下切削159.5 m長時YG硬質合金刀具的磨損形貌Fig.7 Wear morphology of YG cemented carbide cutting tool after cutting in 159.5 m length at 150 m·min-1: (a) at low magnification and (b) enlarged view of the rectangle

與傳統(tǒng)的YG硬質合金刀具相比，TiB2-B4C陶瓷刀具由于斷裂韌性較低，在切削高溫合金時容易發(fā)生崩刃，導致切削刃過早鈍化；鈍化的切削刃使高溫合金在切削過程中的加工硬化比較嚴重，導致刀具發(fā)生溝槽磨損。與硬質合金相比，TB2陶瓷具有更好的抗黏結磨損性能，因此TB2陶瓷刀具的壽命更長。TB2陶瓷和TB8陶瓷的硬度均超過20 GPa，遠高于高溫合金的(約為2.5 GPa)，因此硬度不是影響TiB2-B4C陶瓷刀具加工高溫合金時切削性能的主要因素。TB2陶瓷的抗彎強度雖略低于TB8陶瓷的，但仍保持在一個較高的水平，陶瓷刀具并沒有因為強度不足而發(fā)生整體斷裂，因此抗彎強度也不是影響TiB2-B4C陶瓷刀具加工高溫合金時切削性能的主要因素。TB8陶瓷的斷裂韌度低于TB2陶瓷的，較低的斷裂韌度易導致切削刃崩刃，因此TB8陶瓷刀具的崩刃現(xiàn)象比TB2陶瓷刀具的更嚴重，這說明斷裂韌性是影響TiB2-B4C陶瓷刀具加工高溫合金時切削性能的主要因素。提高陶瓷刀具的斷裂韌性，有利于保持切削刃的整體結構，減小切削阻力。綜上可知，TiB2基陶瓷刀具在切削高溫合金時的切削性能比B4C基陶瓷刀具的更好，可以獲得更長的刀具壽命。

3 結 論

(1) 采用熱壓燒結法制備了以TiB2為基體、B4C為增強相的80%TiB2-20%B4C(TB2)陶瓷和以B4C為基體、TiB2為增強相的20%TiB2-80%B4C(TB8)陶瓷，兩種陶瓷中的增強相都均勻分布在基體中；TB2陶瓷的相對密度、抗彎強度和維氏硬度都略低于TB8陶瓷的，但斷裂韌度比TB8陶瓷的高約26%。

(2) 對Inconel 718高溫合金進行切削時，在切削速度為50，150 m·min-1下，TB2陶瓷刀具的壽命約為TB8陶瓷刀具和YG硬質合金刀具的2倍；當切削速度為150 m·min-1時，三種刀具的壽命均約為切削速度為50 m·min-1時的1/2。

(3) TB2陶瓷刀具后刀面和刀尖的磨損機制主要為黏結磨損，邊界溝槽的形成是由于刀具發(fā)生輕微崩刃和冷焊層的剝落；而TB8陶瓷刀具后刀面和刀尖的磨損機制主要為崩刃，邊界溝槽的形成是由于刀具發(fā)生崩刃和冷焊層發(fā)生了成片剝落；TB2陶瓷的斷裂韌性更好，更有利于保持切削刃結構的完整性和鋒利程度，且具有更好的抗黏結能力，因此其刀具壽命更長。