劉慧君，胡春，劉喆人，陳利

(1.中南大學粉末冶金國家重點實驗室，湖南長沙，410083；2.株洲鉆石切削刀具股份有限公司，湖南株洲，412007)

高速切削和干式切削由于可大幅度提高加工效率和加工質(zhì)量，成為現(xiàn)代切削加工技術的重要發(fā)展趨勢。刀具表面涂層技術的發(fā)展與應用對改善刀具性能和推動切削加工技術的進步具有十分關鍵的作用。涂層刀具結(jié)合了表面涂層高耐磨性、高熱性能和基體高韌性、高強度的優(yōu)點，有效解決了刀具材料的硬度和強度之間的矛盾，成為現(xiàn)代切削刀具發(fā)展的重要方向。TiAlN涂層具有高硬度、高熔點、時效硬化效應和高的熱穩(wěn)定性等優(yōu)良性能，是目前應用最為普遍的切削刀具涂層材料之一。TiAlN涂層是由Al原子替換TiN中部分Ti原子形成的亞穩(wěn)固溶體，其晶體結(jié)構(gòu)和性能很大程度取決于Al 含量[1-7]。當Al 含量低于其在TiN 中的固溶度時，涂層保持立方結(jié)構(gòu)(c)，力學和抗氧化性能隨Al含量增加而提高；但當Al含量超過其在TiN中的固溶度，涂層由單相立方向立方和六方(w)的兩相結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，性能下降。TiAlN 涂層在高于800 ℃時發(fā)生調(diào)幅分解生成亞穩(wěn)的富Ti 立方相c-Ti(Al)N和富Al立方相c-Al(Ti)N而產(chǎn)生時效硬化現(xiàn)象，但高于1 000 ℃時上述亞穩(wěn)相又會向其穩(wěn)定相c-TiN 和w-AlN 轉(zhuǎn)變，導致涂層力學性能下降。此外，TiAlN 涂層的抗氧化溫度較低，約為800 ℃[1]。隨著高速干式切削加工技術的發(fā)展，刀具刃口的溫度可能達到1 000 ℃以上，超過了TiAlN涂層的服役溫度。

近年來，在TiAlN涂層中添加合金元素以改善其性能成為刀具涂層的重點研究方向之一。如添加Ta[8-11]，Nb[12-13]，Zr[14-17]和Hf[18]提高了TiAlN涂層的硬度、熱穩(wěn)定性和高溫抗氧化性能；添加Cr 改善了TiAlN 涂層的抗氧化性能[19-20]；TiAlMoN[21]和TiAlVN[22-23]涂層在高溫時會形成氧化物潤滑相而表現(xiàn)出自潤滑效應。同時，研究者嘗試添加多組元協(xié)同提升TiAlN 涂層性能。如ASANUMA 等[24]研究表明：La和B的加入可以顯著提升TiAlN涂層的硬度和高溫性能。在TiAlTaN 涂層中添加Cr 和Ce可提升其熱穩(wěn)定性和抗氧化性能[25]。其中，Zr 和Cr 摻雜的TiAlN 涂層因其優(yōu)異性能而受到較多關注，并逐漸在切削刀具上得到應用。然而，TiAlZrN 和TiAlCrN 涂層的力學和高溫性能優(yōu)劣尚缺乏深入認識。

在此，本文作者采用陰極弧蒸發(fā)方法制備Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層，對比研究Zr 和Cr 摻雜對TiAlN 涂層結(jié)構(gòu)、力學和高溫性能的影響。

1 實驗方法

1.1 涂層制備

采用Balzers 公司生產(chǎn)的型號為INNOVA 的陰極弧蒸發(fā)設備制備TiAlN，TiAlZrN 和TiAlCrN 涂層，對應的靶材分別為Ti0.50Al0.50，Ti0.40Al0.55Zr0.05和Ti0.40Al0.55Cr0.05。根據(jù)不同的檢測需求選用多種基體材料：拋光的硬質(zhì)合金片用于涂層的表面和斷口形貌及成分分析，低合金鋼箔片用于涂層沉積態(tài)、退火和氧化后的相結(jié)構(gòu)分析，拋光的W 片用于涂層沉積態(tài)和退火后的硬度分析，多晶Al2O3片用于涂層的抗氧化性能分析。涂層制備沉積參數(shù)如下：沉積溫度為500 ℃、靶材電流為180 A、N2壓強為3.2 Pa、基體偏壓為-40 V。

1.2 熱處理

將沉積涂層的低合金鋼箔片置于10%(體積分數(shù))的稀硝酸溶液中腐蝕基體材料，然后將過濾得到的涂層材料研磨獲得涂層粉末樣品。采用差示掃描量熱儀(DSC，Netzsch STA409C)對涂層粉末樣品進行退火和氧化處理：分別于Ar氣(20 mL/min，純度為99.99%)或合成空氣(20 mL/min，79%N2和21% O2(體積分數(shù)))氣氛中以10 K/min 的升溫速率升到目標溫度，隨后以50 K/min 的冷卻速率降至室溫。將涂層后的剛玉片置于DSC 設備中，于合成空氣中以10 K/min 的升溫速率分別升溫至800 ℃和850 ℃保溫30 h，隨后以50 K/min的冷卻速率降至室溫。

將沉積涂層的鎢片置于真空爐(COD533R，真空度≤0.1 mPa)進行退火處理：以5 K/min的速率升溫至目標溫度(800，900，1 000，1 100和1 200 ℃)后保溫30 min，然后隨爐冷卻至室溫。

1.3 結(jié)構(gòu)及性能表征

采用X射線衍射儀(XRD，Bruker D8 Advance)分析沉積態(tài)、退火后和氧化后粉末樣品的相結(jié)構(gòu)；采用配有X 射線能量色散譜儀(EDX)的掃描電鏡(SEM，Zeiss Supra 55)分析涂層沉積態(tài)和氧化后的涂層成分及斷口截面形貌；采用納米壓痕儀(NHT2，CSM)測量涂層沉積態(tài)和退火后的硬度和模量。

2 結(jié)果與分析

2.1 涂層結(jié)構(gòu)與力學性能

EDX 測得3 種涂層的成分分別為Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N，其中金屬元素和氮元素的原子比約為1:1。涂層在沉積過程中，各原子的離化率、散射程度和再濺射程度不同，導致涂層成分與對應的靶材成分略有差異[26]。圖1所示為Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層粉末樣品的XRD 圖譜和點陣常數(shù)?？梢?，3種涂層均為單相面心立方結(jié)構(gòu)，表明Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層為Zr和Cr原子取代TiAlN涂層的Ti 或Al 原子形成的置換固溶體。因此，Ti，Zr，Cr 和Al 原子半徑的差異引起涂層點陣常數(shù)的變化，Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的點陣常數(shù)分別為(4.181±0.004)×10-10，(4.201±0.004)×10-10和(4.167±0.003)×10-10m。圖2所示為Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的斷口截面形貌，可見：3種涂層均呈現(xiàn)結(jié)晶狀況良好的柱狀晶形貌。

圖1 Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的XRD圖譜和點陣常數(shù)Fig.1 XRD patterns and lattice constant of Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N,and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings

圖2 沉積態(tài)Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的橫斷面SEM形貌Fig.2 Fractured cross-section SEM images of as-deposited Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings

圖3所示為沉積態(tài)Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層的硬度H、彈性模量E及H3/E2。Ti0.55Al0.45N 涂層的硬度為(28.6±0.9)GPa，Zr和Cr 摻雜引起的固溶強化使Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層的硬度分別增加至(31.9±0.9)GPa 和(31.0±0.7) GPa。Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層的彈性模量沒有明顯差異，分別為(509.2±13.2)GPa，(506.5±15.4)GPa 和(508.8±18.7)GPa。H3/E2與材料的屈服應力成正比，可用來評價材料抵抗塑性變形能力[27]。Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層的H3/E2分別為0.091，0.152 和0.126 GPa，表明Zr 和Cr 的添加提高了涂層的抗塑性變形能力，即Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層具有更高的斷裂韌性。

圖3 沉積態(tài)Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N的硬度、彈性模量和H3/E2Fig.3 Hardness,elastic modulus and H3/E2 of asdeposited Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N,and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings

2.2 涂層熱穩(wěn)定性

圖4所 示 為Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層粉末樣品在Ar保護氣氛下經(jīng)不同溫度(800～1 450 ℃)退火后的XRD 圖譜。由圖4(a)可見：Ti0.55Al0.45N 在800 ℃退火后僅發(fā)生回復過程，涂層的衍射峰略微向高角度偏移。退火溫度升高至900 ℃和1 000 ℃，涂層發(fā)生調(diào)幅分解生成富Ti 和富Al 立方亞穩(wěn)相，分別對應于衍射峰左、右肩峰。退火溫度升至1 100 ℃和1 200 ℃，調(diào)幅分解繼續(xù)進行；此外，調(diào)幅分解產(chǎn)物富Al 立方相向其穩(wěn)定相w-AlN轉(zhuǎn)變。退火溫度上升至1 300 ℃和1 450 ℃時，涂層完全轉(zhuǎn)變?yōu)槠鋵姆€(wěn)定相c-TiN 和w-AlN。由圖4(b)可見，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層的熱分解趨勢與Ti0.55Al0.45N 涂層相似。在900～1 200 ℃溫度區(qū)間退火，涂層發(fā)生調(diào)幅分解；但Zr摻雜抑制了調(diào)幅分解生成的亞穩(wěn)相向其穩(wěn)定相轉(zhuǎn)變，在1 200 ℃退火后才觀察到w-AlN的生成。在1 300 ℃和1 450 ℃退火后，涂層完全轉(zhuǎn)變?yōu)槠浞€(wěn)定相，未觀察到Zr 及含Zr 化合物的生成。特別是在1 450 ℃退火后，涂層的立方相分解產(chǎn)物的衍射峰較標準c-TiN向低角度方向偏移，表明Zr以固溶形式存在于TiN 中，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層的最終分解產(chǎn)物為c-Ti(Zr)N 和w-AlN。Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層在900～1 200 ℃溫度區(qū)間退火后同樣發(fā)生調(diào)幅分解(圖4(c))。但Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層在1 000 ℃退火后，便可在2θ=33.5°處觀察到微弱的w-AlN 衍射峰，表明Cr 的添加促進了調(diào)幅分解生成的亞穩(wěn)相產(chǎn)物向其穩(wěn)定相轉(zhuǎn)變。在1 300 ℃退火后，調(diào)幅分解結(jié)束，分解產(chǎn)物為c-Ti(Cr)N 及w-AlN。繼續(xù)增加退火溫度至1 450 ℃，c-Ti(Cr)N 中不穩(wěn)定的Cr—N鍵斷裂生成bcc-Cr和N2；此時，立方相的衍射峰較標準c-TiN向高角度方向偏移，表明仍有部分Cr 原子以固溶形式存在于TiN 中，涂層的分解產(chǎn)物為c-Ti(Cr)N，w-AlN和bcc-Cr。

一般以力學性能較差的w-AlN 出現(xiàn)時的溫度來衡量TiAlN 基涂層的熱穩(wěn)定性?；谏鲜鐾嘶餢RD 圖譜可知：Zr 的添加使w-AlN 的形成溫度由Ti0.55Al0.45N 涂層的1 100 ℃上升到Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層的1 200 ℃，提高了TiAlN 涂層的熱穩(wěn)定性；而Cr的添加使w-AlN的形成溫度降低至1 000 ℃，降低了TiAlN涂層的熱穩(wěn)定性。

圖5所示為沉積在W 片上的Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和 Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層在 800～1 200 ℃于真空退火后的硬度變化曲線。在800 ℃退火后，涂層發(fā)生調(diào)幅分解，生成的富Ti、富Al立方相與涂層之間形成大量的共格界面，界面間存在錯配應力場阻礙了位錯運動，從而使Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的硬度分別上升至(32.4±0.9)GPa，(33.5±1.1)GPa 和(33.2±0.8) GPa。在900 ℃退火后，Ti0.55Al0.45N 和Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層的硬度繼續(xù)增加至(32.8±1.0)GPa和(34.0±1.0)GPa；而熱穩(wěn)定性較低的Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層的硬度降低至(32.6±0.9) GPa。在1 000 ℃退火后，Ti0.55Al0.45N 涂層的硬度也開始降低，為(31.0±0.7) GPa，而熱穩(wěn)定性最好的Ti0.45Al0.48Zr0.07N涂層的硬度持續(xù)升高至(34.2±0.6)GPa。退火溫度上升至1 100 ℃后，Ti0.45Al0.48Zr0.07N涂層開始下降至(31.2±0.3)GPa，Ti0.55Al0.45N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的硬度分別降至(30.6±0.9)GPa和(30.8±1.1)GPa。最終在1 200 ℃退火后，Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層的硬度分別為(27.7±0.7)GPa，(31.0±0.7)GPa 和(26.9±0.9)GPa，其中，Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層由于Cr—N 鍵斷裂生成bcc-Cr，其硬度降幅最大。

圖4 Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層在不同溫度下退火后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings after annealing at given temperatures

圖5 Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層在不同溫度下退火后的硬度Fig.5 Hardness of Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N,and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings after annealing at different temperatures

2.3 涂層抗氧化性能

圖6所示為Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層粉末在合成空氣氣氛中于800，900，1 000，1 100和1 200 ℃氧化后的XRD圖譜。由圖6(a)可見，Ti0.55Al0.45N 涂層在800 ℃已開始氧化，生成亞穩(wěn)相的銳鈦礦an-TiO2。氧化溫度上升至900 ℃，an-TiO2的衍射峰的強度增加，且生成的亞穩(wěn)相an-TiO2開始向其穩(wěn)定相金紅石型r-TiO2轉(zhuǎn)變。在1 000 ℃氧化后，an-TiO2的衍射峰消失，r-TiO2衍射峰的強度增加，表明an-TiO2已完全轉(zhuǎn)變?yōu)閞-TiO2；同時，涂層中的Al開始氧化生成剛玉型α-Al2O3。氧化溫度上升至1 100 ℃和1 200 ℃，涂層完全氧化成r-TiO2和α-Al2O3。由圖6(b)可見，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 在900 ℃才開始氧化生成an-TiO2和r-TiO2。在1 000 ℃氧化后，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 仍可觀察到an-TiO2，表明Zr的添加抑制了亞穩(wěn)相an-TiO2向其穩(wěn)定相r-TiO2轉(zhuǎn)變；除了氧化物an-TiO2，r-TiO2和α-Al2O3外，還可觀察到ZrTiO4的生成。氧化溫度上升至1 100 ℃和1 200 ℃，an-TiO2轉(zhuǎn)變?yōu)閞-TiO2，涂層完全氧化為r-TiO2，α-Al2O3和ZrTiO4。與Ti0.45Al0.48Zr0.07N涂層相似，Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層在900 ℃才開始氧化生成an-TiO2和r-TiO2(圖6(c))。Cr 的添加也抑制了an-TiO2向r-TiO2轉(zhuǎn)變，在1 000 ℃氧化后仍可觀察到an-TiO2，但其抑制效果不如Zr 元素，Ti0.45Al0.49Cr0.06N 中r-TiO2的含量明顯比Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層的多；此時，生成的氧化物為an-TiO2，r-TiO2和α-Al2O3。同樣，在1 100 ℃和1 200 ℃氧化后，涂層完全氧化為r-TiO2和α-Al2O3。與Ti0.45Al0.48Zr0.07N涂層不同，在Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的整個氧化階段，觀察不到含Cr 氧化物的生成?；谝陨戏治?，Ti0.55Al0.45N 在800 ℃已開始氧化，而Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N在900 ℃才開始氧化，表明Zr 和Cr 的添加改善了TiAlN 涂層的抗氧化性能；另外，Zr 和Cr 摻雜抑制了氧化過程中亞穩(wěn)相an-TiO2向其穩(wěn)定相r-TiO2轉(zhuǎn)變，相較而言，Zr的抑制效果優(yōu)于Cr的抑制效果，但Zr在氧化早期會形成氧化物ZrTiO4。

圖6 Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層粉末不同溫度氧化后的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings after oxidation at different temperatures

TiAlN 涂層的氧化過程分為3 個階段[25,28]：首先，與O 原子親和性更好的Al 原子向外擴散，在涂層表面形成致密的富Al 氧化層，阻止氧化擴散過程的進一步進行而保護涂層；其次，O原子向涂層內(nèi)部擴散與Ti 反應形成富Ti 氧化層，氧化層轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅艿母籄l 氧化外層和富Ti 氧化內(nèi)層的雙層結(jié)構(gòu)；最后，氧化過程加劇，富Ti氧化內(nèi)層生長、尤其是an-TiO2向其穩(wěn)定相r-TiO2轉(zhuǎn)變引起體積膨脹[29]，破壞表面富Al氧化保護層。圖7所示為沉積于多晶Al2O3基體上的Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層在合成空氣氣氛中于800 ℃氧化30 h 后的斷口截面形貌和能譜線掃描數(shù)據(jù)。由圖7(a)可見，Ti0.55Al0.45N 涂層在800 ℃氧化30 h后進入了氧化過程的第二階段，形成了表面富Al致密層和內(nèi)部富Ti 疏松層的雙層氧化層，厚度約1.01 μm。同樣，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層的氧化層也為表面富Al和內(nèi)部富Ti的雙層結(jié)構(gòu)(圖7(b))。由于Zr的添加抑制了an-TiO2向r-TiO2轉(zhuǎn)變，降低了因此而產(chǎn)生的體積膨脹，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層中的富Ti氧化內(nèi)層的結(jié)構(gòu)較Ti0.55Al0.45N 涂層更為致密。然而，在該溫度下，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層的氧化層厚度反而增加至約1.26 μm，這可能是因為ZrTiO4氧化物的生成加劇了氧化過程。由圖7(c)可見，Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層具有最好的抗氧化性能，氧化層的厚度僅0.33 μm左右，其結(jié)構(gòu)為表面富Al和內(nèi)部富Ti的雙層結(jié)構(gòu)。圖8所示為沉積于多晶Al2O3基體上的Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層在合成空氣氣氛中于850 ℃氧化30 h后的斷口截面形貌。由圖8可見，Ti0.55Al0.45N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N已完全氧化；而Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層尚未完全氧化，反而呈現(xiàn)最好的抗氧化性能。

從以上分析可知，Cr 添加提高了TiAlN 涂層的起始氧化溫度且抑制了氧化過程中an-TiO2向r-TiO2轉(zhuǎn)變，從而改善其抗氧化性能，并在800 ℃氧化后呈現(xiàn)最好的抗氧化性能。同樣，Zr 添加也通過提高起始氧化溫度和抑制an-TiO2向r-TiO2轉(zhuǎn)變而有益于TiAlN 涂層的抗氧化性能，但氧化物ZrTiO4的形成卻會降低其抗氧化性能；因此，Zr對TiAlN涂層抗氧化性能的影響是上述2 個因素綜合作用的結(jié)果。Ti0.45Al0.48Zr0.07N涂層在800 ℃氧化后，因氧化物ZrTiO4的形成作用較強，其抗氧化性變差；而在850 ℃氧化后，前者占優(yōu)，其抗氧化性能得到改善。另外，與Cr 相比，Zr 抑制an-TiO2向r-TiO2轉(zhuǎn)變作用更優(yōu)，Ti0.45Al0.48Zr0.07N涂層在850 ℃的抗氧化性能反而比Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層的更優(yōu)。

圖7 Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層在800°C等溫下氧化30 h后的橫斷面SEM形貌和EDXFig.7 Fractured cross-section SEM images and EDX of Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings after isothermal oxidation at 800°C for 30 h

圖8 Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層在850°C等溫氧化30 h后的橫斷面SEM形貌Fig.8 Fractured cross-section SEM images of Ti0.55Al0.45N,Ti0.45Al0.48Zr0.07N,and Ti0.45Al0.49Cr0.06N coatings after isothermal oxidation at 850°C for 30 h

3 結(jié)論

1)Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層均為面心立方結(jié)構(gòu)，其硬度分別為(28.6±0.9) GPa，(31.9±0.9) GPa 和(31.0±0.7) GPa；Zr 和Cr的添加提高了涂層的斷裂韌性。

2)Ti0.55Al0.45N，Ti0.45Al0.48Zr0.07N和Ti0.45Al0.49Cr0.06N涂層在退火過程中發(fā)生調(diào)幅分解而呈現(xiàn)時效硬化，Ti0.55Al0.45N 在900 ℃達到峰值硬度(32.8±1.0) GPa；Zr的添加提高了TiAlN涂層的熱穩(wěn)定性，在1 000 ℃才達到峰值硬度(34.2±0.6)GPa；而Cr 的添加降低了TiAlN涂層的熱穩(wěn)定性，在800 ℃便達到峰值硬度(33.2±0.8)GPa。

3)在800 ℃氧化30 h 后，Ti0.55Al0.45N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層的氧化層分別約為1.01 μm 和0.33 μm，而Ti0.45Al0.48Zr0.07N涂層的抗氧化性能因氧化物ZrTiO4的形成而降低，氧化層的厚度約為1.26 μm； 850 ℃氧化30 h 后，Ti0.55Al0.45N 和Ti0.45Al0.49Cr0.06N 涂層均完全氧化，而Zr 具有更強的抑制an-TiO2向r-TiO2轉(zhuǎn)變作用，Ti0.45Al0.48Zr0.07N 涂層反而呈現(xiàn)最好的抗氧化性能。