張華棟，張立，陳宜，羅國凱，肖橋平，鐘志強

AlTiN涂層合金劃痕測試的失效形式及其失效機理的有限元分析

張華棟，張立，陳宜，羅國凱，肖橋平，鐘志強

(中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083)

為了研究硬質(zhì)合金基體中硬質(zhì)相和粘結(jié)相對涂層內(nèi)聚失效抗力(C1)和膜基結(jié)合力(C2)的協(xié)同作用，設(shè)計制備了具有硬質(zhì)相+粘結(jié)相兩相結(jié)構(gòu)的WC-10Co-0.65Cr3C2-0.35VC(10Co)、無金屬粘結(jié)相WC-6Mo2C- 0.68Cr3C2-0.37VC(bWC)和無硬質(zhì)相85.1Co-9.2W-4.7Cr3C2–1.0VC(CoW)合金。采用直流磁控濺射技術(shù)，在上述合金基體表面分別沉積了厚度約5 μm的Al0.55Ti0.45N薄膜。通過劃痕測試獲得的C1和C2及其差值，對涂層的失效形式進行了表征。通過劃痕測試過程中涂層應(yīng)力分布的有限元分析，研究涂層合金劃痕失效形式所對應(yīng)的形成機理。在此，C1對應(yīng)涂層首次被剝離或基體首次被暴露時所對應(yīng)的載荷，與涂層的內(nèi)聚失效抗力呈正相關(guān)關(guān)系；C2對應(yīng)涂層被完全從基體剝離時的載荷，表征涂層合金的膜基結(jié)合強度。在此基礎(chǔ)上，進一步研究WC–Co合金基體中WC晶粒度和Co含量對涂層合金劃痕測試過程中涂層中應(yīng)力分布的影響。結(jié)果表明，采用軟質(zhì)CoW合金基體，涂層的C1和C2均為最低；采用硬質(zhì)bWC合金基體，涂層的C2最大，但C1和C2差值也最大；采用10Co合金基體，涂層的C1最大，C1和C2差值最小。涂層與基體的楊氏模量比和基體硬度是影響C1和C2的關(guān)鍵因素。降低硬質(zhì)合金基體的晶粒度，選擇適中的Co含量，均有利于C1和C2的同步改善。

AlTiN涂層；基體材質(zhì)；劃痕測試；有限元分析；涂層失效形式；涂層硬質(zhì)合金設(shè)計

隨著涂層硬質(zhì)合金材料技術(shù)的不斷發(fā)展及其標志性成果的不斷涌現(xiàn)，涂層硬質(zhì)合金已被廣泛用作切削刀具材料[1?2]。目前涂層硬質(zhì)合金在車削刀具市場的份額超過80%，占銑削刀具市場份額的近70%，c-TMN基(立方結(jié)構(gòu)過渡族金屬氮化物)和c-AlN基氮化物是最常見的涂層材質(zhì)[2]。作為c-AlN基涂層的典型代表，由于具有硬度高、化學(xué)穩(wěn)定性好、紅硬性好、附著力強、摩擦因數(shù)小及導(dǎo)熱率低等優(yōu)良特性[3?7]，AlTiN基涂層已經(jīng)得到廣泛的實際應(yīng)用。涂層的膜基結(jié)合力及其穩(wěn)定性是影響涂層硬質(zhì)合金使用性能的一個重要指標，如何客觀評估涂層與基體的結(jié)合強度至關(guān)重要。近年來已經(jīng)開發(fā)出多種膜基結(jié)合強度測試方法，如滾動接觸疲勞法[8]、壓痕法[9]、三點彎曲法[10]以及劃痕法[11?12]等。其中劃痕法由于操作簡單、方法成熟、涂層失效形式直觀，更重要的是涂層失效臨界載荷可精確量化，同時可以對涂層抗內(nèi)聚失效的能力進行評估，因此在科學(xué)研究與實際工程中均具有很強的應(yīng)用價值。但劃痕測試過程中，由于受法向與切向摩擦力的共同作用，涂層/基體體系的應(yīng)力場十分復(fù)雜，單一的劃痕實驗結(jié)果已不能滿足對涂層失效機理的深入研究。數(shù)值模擬法的應(yīng)用，可以有效分析劃痕測試過程中復(fù)雜的應(yīng)力變化分布以及膜基體系的破壞機制，為涂層失效分析提供重要的理論依據(jù)。盡管新型多功能和高性能涂層不斷涌現(xiàn)，但涂層合金中基體與涂層協(xié)同作用的研究相對薄弱。缺乏對基體的研究，涂層合金的性能優(yōu)化難以實現(xiàn)[13]。目前關(guān)于AlTiN涂層硬質(zhì)合金劃痕測試過程的仿真計算研究相對較少，模擬采用的硬質(zhì)合金基體多為均質(zhì)模型，這顯然不能真實地反映劃痕過程中涂層體系應(yīng)力分布規(guī)律以及基體對涂層整體應(yīng)力分布的影響。本文以AlTiN涂層為研究對象，通過設(shè)計和制備三種典型涂層基體，并對涂層合金進行劃痕測試，研究涂層的三種典型失效形式；通過有限元分析，構(gòu)建硬質(zhì)合金實體模型，獲得了三種涂層合金在劃痕測試過程中涂層內(nèi)部的應(yīng)力分布規(guī)律，揭示了三種典型涂層合金失效形式所對應(yīng)的形成機理，提出了涂層膜基結(jié)合力和內(nèi)聚失效抗力的改善途徑。

1 涂層合金樣品制備與劃痕測試

采用同一種超細WC原料，制備WC-10Co- 0.65Cr3C2-0.35VC合金(質(zhì)量分數(shù)，下同，簡稱10Co合金)和近全致密化的無金屬粘結(jié)相WC-6Mo2C- 0.68Cr3C2-0.37VC模型合金(bWC模型合金)。10Co合金采用壓力燒結(jié)工藝制備；燒結(jié)溫度1400 ℃，保溫時間60 min，1 400 ℃燒結(jié)溫度下燒結(jié)爐內(nèi)壓力為5.6 MPa。bWC合金采用文獻[14?15]報道的真空熱壓燒結(jié)工藝制備；燒結(jié)溫度1 700 ℃，保溫時間60 min，加載壓力20 MPa。10Co合金和bWC合金的平均晶粒度均約為0.4 μm，兩種合金的微觀組織結(jié)構(gòu)參見文獻[15]，硬度HV10(載荷為10 kg)分別為1 809和2 530 kgf/mm2。

依據(jù)W、Cr、V在WC-8.4Co-0.4Cr3C2-0.3VC合金粘結(jié)相中溶解度屬性的研究結(jié)果[16]，以Co粉、WC粉、Cr3C2粉以及VC粉為原料，采用無壓燒結(jié)工藝，在1 480 ℃保溫60 min，H2和Ar混合氣氛的燒結(jié)條件下，制備近全致密化的無硬質(zhì)相85.1Co-9.2W- 4.7Cr3C2-1.0VC鈷基固溶體模型合金(CoW模型合金)。經(jīng)20%K3Fe(CN)6和20%NaOH的等體積混合液腐蝕10 s后，CoW模型合金的微觀組織結(jié)構(gòu)如圖1所示。

圖1 CoW模型合金微觀組織的掃描電鏡照片

采用基于直流磁控濺射技術(shù)的CemeCon CC800?/9 XL涂層裝備，在三種合金基體表面分別沉積厚度約5 μm的單層Al0.55Ti0.45N涂層(簡稱AlTiN 涂層)。PVD沉積參數(shù)如下：沉積溫度為500 ℃，基體偏壓為–100 V。

參照ASTMC1624–05(2015) “Standard test method for adhesion strength and mechanical failure modes of ceramic coatings by quantitative single point scratch testing”測試標準，采用CSM Micro–Combi Tester微納米力學(xué)綜合測試系統(tǒng)的劃痕測試模塊，對涂層合金樣品進行劃痕測試。測試參數(shù)如下：Rockwell C金剛石壓頭錐角120°、球形尖端半徑50 μm，加載范圍0~30 N，加載速度30 N/min，劃痕速度3 mm/min，劃痕長度3 mm。為了保證測試結(jié)果的代表性和可靠性，對每種涂層合金選取兩個樣品進行測試，對每個樣品進行三次劃痕測試。

2 劃痕測試過程中涂層應(yīng)力分析的有限元模型及其計算參數(shù)

為了探討合金基體對劃痕測試過程中AlTiN 涂層中應(yīng)力分布的影響規(guī)律，采用ABAQUS 有限元分析軟件中具有非線性動態(tài)應(yīng)力/位移接觸分析功能的Standard模塊，模擬劃痕過程中涂層體系的應(yīng)力分布。劃痕測試過程的力學(xué)模型如圖2(a)所示。為保證在外加載荷以及其它相關(guān)條件一致性的前提下進行分析比較，三種涂層合金均是在錐形壓頭逐漸加載至法向載荷值達到同一C時進行涂層體系應(yīng)力的統(tǒng)計與分析，其中C值參照劃痕測試過程中獲得的涂層臨界載荷C值進行設(shè)置。因涂層體系的變形和應(yīng)力均集中在壓頭中心附近兩側(cè)，本研究以錐形壓頭中心位置為坐標原點，建立局域坐標系，設(shè)置坐標原點為對稱中心，進而提取統(tǒng)計涂層表面AB段及其對應(yīng)的膜基界面處CD段(長度均為50 μm，即壓頭的球形尖端半徑值)的應(yīng)力值。對于無金屬粘結(jié)相bWC合金和無硬質(zhì)相CoW合金，采用整體均質(zhì)基體模型。10Co合金由力學(xué)性能差異顯著的硬質(zhì)相和粘結(jié)相組成，靠近劃痕測試壓頭接觸分析區(qū)域采用實體模型，遠離壓頭接觸分析區(qū)域采用均質(zhì)模型。基于合金組元的體積分數(shù)和體視學(xué)原理構(gòu)建實體模型。

圖2(b)為劃痕測試過程中涂層應(yīng)力的有限元分析模型。模型中涂層與基體之間采用綁定(Tie)約束方式，錐形壓頭與涂層表面接觸屬性為法向行為的默認硬接觸形式和切向行為的罰(Penalty)形式。參考本涂層體系的摩擦磨損實驗與劃痕測試中穩(wěn)定階段的摩擦因數(shù)，確定涂層表面摩擦因數(shù)為0.3。分別固定模型左邊X方向和底邊Y方向上的自由度。網(wǎng)格劃分時，涂層與錐形壓頭尖端接觸區(qū)域進行網(wǎng)格密度加大處理，網(wǎng)格邊長設(shè)置為0.1 μm，遠離接觸區(qū)域的涂層基體采用稀疏網(wǎng)格，網(wǎng)格邊長為5 μm，整體模型網(wǎng)格過渡均勻，網(wǎng)格形狀采用四邊形為主，單元類型為平面應(yīng)力單元CPS3和CPS4。

為了對有限元分析所引用的Al0.55Ti0.45N涂層性能數(shù)據(jù)的可靠性進行評估，采用CSM Micro–Combi Tester微納米力學(xué)綜合測試系統(tǒng)的納米壓痕模塊，對Al0.55Ti0.45N涂層的楊氏模量進行測試，結(jié)果為446 GPa，與文獻[17]的報道值450 GPa接近。計算過程中Al0.55Ti0.45N涂層的楊氏模量采用446 GPa的實際測量值。

對CoW模型合金，采用納米壓痕法，測量其納米壓痕硬度HV20 mN和楊氏模量，分別為7.0 GPa(相當于714 kgf/mm2)和250 GPa。Roa等[18]參考WC-Co合金中粘結(jié)相的基本成分，設(shè)計制備了87.03Co- 12.25W-0.27C-0.45Im(質(zhì)量分數(shù)，Im雜質(zhì)元素)鈷基固溶體模型合金，采用納米壓痕法測量合金的硬度和楊氏模量，其結(jié)果分別為4.8±0.2 GPa和230±7 GPa。本研究CoW模型合金的成分為85.1Co-9.2W-4.7Cr3C2- 1.0VC，與ROA等[18]的研究對象存在成分差異，因此也存在性能差異。對bWC模型合金，根據(jù)參考文獻[19]，取Mo2C和WC的楊氏模量分別為400和714GPa，泊松比分別為0.28和0.20。根據(jù)合金成分，采用Vogit模型[20]計算，獲得bWC合金的楊氏模量和泊松比。10Co合金實體模型中硬質(zhì)相和粘結(jié)相分別采用WC和CoW合金的性能參數(shù)。模擬所用的材料性能參數(shù)如表1所列。劃痕仿真中球形壓頭半徑為50 μm，材質(zhì)為金剛石，楊氏模量為1 140 GPa，泊松比為0.007[21]，模擬中簡化成解析剛體。

圖2 劃痕測試過程的力學(xué)模型(a)和劃痕測試過程中涂層應(yīng)力有限元分析模型(b)

表1 劃痕測試過程中涂層應(yīng)力有限元分析所用的材料參數(shù)

3 結(jié)果與分析

3.1 基體屬性對涂層膜基結(jié)合力及其抗內(nèi)聚失效力的影響

三種AlTiN涂層合金劃痕測試的典型光學(xué)顯微鏡照片如圖3所示。圖3中標示的臨界載荷C1對應(yīng)涂層首次被剝離或基體首次被暴露時所對應(yīng)的載荷，與涂層的內(nèi)聚失效抗力呈正相關(guān)關(guān)系；C2對應(yīng)涂層被完全從基體剝離時的載荷，表征涂層合金的膜基結(jié)合強度。統(tǒng)計分析結(jié)果表明，bWC、CoW以及10Co基體對應(yīng)的涂層合金的C1分別為12.4±0.3 N，8.9±0.1 N和20.3± 0.5 N，C2分別為28.2±0.2 N，10.9±0.2 N和21.1±0.3 N。以基體代號作為涂層合金代號，依據(jù)C1大小對涂層合金進行排序，其結(jié)果為10Co＞bWC＞CoW；依據(jù)C2大小對涂層合金進行排序，其結(jié)果為bWC＞10Co＞CoW；依據(jù)(C2–C1)/C2(簡稱值)大小對涂層合金進行排序，其結(jié)果為bWC(56.0%)＞CoW(18.3%)＞10Co(3.8%)。以bWC合金為基體的AlTiN涂層合金(bWC涂層合金)，其值最大。劃痕過程中較早出現(xiàn)了涂層的楔形剝落；隨著載荷逐漸增大，失效形式轉(zhuǎn)變?yōu)橹苓厔兟?，最終出現(xiàn)基體完全暴露。CoW涂層合金的C1和C2均為最低，值居中；錐形壓頭很快韌性穿透至基體，導(dǎo)致涂層完全失效。10Co涂層合金的C1與C2接近，其值最??；劃痕測試過程中涂層失效形式為周邊剝落伴隨韌性穿透，相對于前兩種涂層合金，涂層剝落面積較小。

下面將通過有限元分析研究涂層合金在劃痕測試過程中的應(yīng)力分布狀態(tài)，進一步揭示涂層合金的劃痕失效機制。

3.2 基體屬性對劃痕測試過程中涂層中應(yīng)力分布的影響

對于硬質(zhì)涂層，內(nèi)部張應(yīng)力是導(dǎo)致涂層裂紋萌生和擴展的重要因素，膜基界面處的剪應(yīng)力是導(dǎo)致涂層剝離失效的主要原因[26?27]。因此本研究只涉及涂層體系的第一主應(yīng)力(最大張應(yīng)力，max)和剪切應(yīng)力(12)。

綜合三種典型涂層合金的C1與C2值，參照加載速度30 N/min，劃痕速度3 mm/min的測試條件，將錐形壓頭法向載荷值C達到10 N時壓頭中心位置作為圖2(b)中坐標原點，對應(yīng)于圖2(a)中涂層表面AB段和膜基界面CD段的中點。對應(yīng)于涂層表面AB段和膜基界面CD段，bWC、CoW以及10Co涂層合金的第一主應(yīng)力和剪切應(yīng)力分布云圖分別如圖4(a)和圖4(b)所示。由于模擬結(jié)果只能通過顏色表征應(yīng)力大小，出于組合構(gòu)圖顯示整體性以及出版頁面非彩色的綜合考慮，云圖中應(yīng)力值采用顏色和空間位置聯(lián)合標注的形式進行展示，圖4中應(yīng)力坐標的紅(上)、綠(中)、藍(下)方框分別展示了最大拉應(yīng)力、中間應(yīng)力值以及最大壓應(yīng)力。由于紅綠和藍綠兩種顏色的混合色分別代表不同的應(yīng)力值，圖4中存在兩個中間應(yīng)力值。作為應(yīng)力分布云圖的補充，在ABAQUS軟件后處理模塊，通過建立路徑法，提取了三種涂層合金位于AB和CD段的應(yīng)力值，并作應(yīng)力分布曲線，分別代表bWC、CoW以及10Co涂層合金表面和膜基界面處第一主應(yīng)力和剪切應(yīng)力的應(yīng)力分布狀態(tài)，分別對應(yīng)圖4(c)和圖4(d)。

從圖4(a)和4(b)涂層應(yīng)力分布云圖可以看出，在涂層劃痕測試過程中，由于受法向加載和切向滑動摩擦力的共同作用，涂層應(yīng)力分布不具對稱性。由圖4(a)涂層合金體系第一主應(yīng)力分布云圖和圖4(c)涂層表面和膜基界面處的第一主應(yīng)力分布曲線可知，三種合金基體表面AlTiN涂層的最大拉應(yīng)力出現(xiàn)位置不同；其中bWC和10Co涂層合金的最大拉應(yīng)力均位于錐形壓頭后方的涂層表面，分別為870 和568 MPa；而CoW涂層合金的最大拉應(yīng)力卻位于錐形壓頭正下方的膜基界面涂層處，高達1 970 MPa，此外其錐形壓頭前方與后方涂層表面拉應(yīng)力分別為656和329 MPa。相對于bWC和10Co合金基體，CoW合金基體彈性模量和硬度均偏低，且屈服強度也較低(僅為0.525 GPa)，錐形壓頭在涂層表面滑動時，CoW合金基體無法提供足夠的剛度支撐，進而膜基界面處涂層出現(xiàn)最大拉應(yīng)力，與此同時基體發(fā)生嚴重的塑性變形，導(dǎo)致錐形壓頭正下方涂層合金整體凹陷、錐形壓頭前后方涂層隆起，進而導(dǎo)致錐形壓頭前方與稍后方涂層表面也產(chǎn)生較大的拉應(yīng)力。相對于bWC涂層合金，10Co涂層合金表面的最大拉應(yīng)力極小。從10Co涂層合金應(yīng)力分布云圖可以看出，靠近膜基界面處，10Co合金基體內(nèi)也存在著一定的拉應(yīng)力，其中粘結(jié)相中的拉應(yīng)力大于硬質(zhì)相中的拉應(yīng)力，說明10Co合金基體中塑性較好的粘結(jié)相在劃痕測試過程中吸收了涂層體系的一部分應(yīng)力，從而降低了錐形壓頭后方涂層表面的拉應(yīng)力。

圖3 三種涂層合金所對應(yīng)的典型劃痕的光學(xué)顯微鏡照片

圖4 劃痕測試載荷FC=10 N時壓頭所處位置涂層和基體中的應(yīng)力分布云圖以及涂層表面和膜基界面的應(yīng)力分布曲線

從圖4(b)涂層體系剪切應(yīng)力分布云圖和圖4(d)涂層表面和膜基界面處剪切應(yīng)力分布曲線可以看出，三種合金基體表面涂層的剪切應(yīng)力在錐形壓頭下方左右側(cè)的涂層內(nèi)部達到極值。由于錐形壓頭切向摩擦力的作用，錐形壓頭下方左側(cè)涂層內(nèi)的剪切壓應(yīng)力絕對值大于錐形壓頭下方右側(cè)涂層內(nèi)的剪切拉應(yīng)力絕對值。在bWC、CoW以及10Co涂層合金的涂層內(nèi)部，最大剪切壓應(yīng)力分別為?1 639，?1 656和?1 617 MPa；最大剪切拉應(yīng)力值分別為825，891和795 MPa。此外，CoW合金基體上涂層的高剪切應(yīng)力區(qū)域面積呈左右寬大形，而bWC和10Co合金基體上涂層的高剪切應(yīng)力區(qū)域面積上下狹長。CoW、10Co、bWC涂層合金表面和膜基界面處的剪切應(yīng)力極差依次增大。由此可知，相較于硬質(zhì)基體，具有較好塑性變形能力的軟質(zhì)基體有利于降低涂層表面和膜基界面處涂層的剪切應(yīng)力，但基體硬度過低時，基體容易發(fā)生嚴重的塑性變形，從而導(dǎo)致涂層內(nèi)部剪切應(yīng)力顯著增大。

結(jié)合劃痕實驗結(jié)果和模擬分析結(jié)果，可以推斷，對于bWC硬質(zhì)基體，由于硬度很高(2 530 kgf/mm2HV10)，難以產(chǎn)生塑性變形，劃痕過程中，在涂層中產(chǎn)生的張應(yīng)力難以釋放，涂層主要損傷形式是錐形壓頭后方涂層表面在較大拉應(yīng)力作用下首先發(fā)生破壞，進而向涂層內(nèi)部擴展，最終導(dǎo)致涂層完全失效，這是bWC涂層合金C1與C2差值最大的原因所在。

對于CoW軟質(zhì)基體，膜基界面附近的涂層承受的極大拉應(yīng)力起主導(dǎo)作用，在錐形壓頭前方，涂層表面承受的較大拉應(yīng)力的共同作用下，涂層斷裂失效，這也是CoW涂層合金被錐形壓頭很快韌性穿透至基體，其C1與C2均為最小的原因所在。

10Co合金基體很好地綜合了硬質(zhì)相的高硬度和粘結(jié)相的高韌性和高強度的特性[28]，硬質(zhì)相與粘結(jié)相相互支撐、相互約束，高硬度硬質(zhì)相骨架為涂層提供了足夠支撐的同時，硬質(zhì)相骨架內(nèi)高韌性粘結(jié)相良好的塑性變形能力能夠吸收和緩沖涂層中的部分應(yīng)力，從而10Co涂層合金C1與C2差值明顯減小，同時具有高膜基結(jié)合力和高涂層內(nèi)聚失效抗力。

3.3 基體微觀結(jié)構(gòu)對劃痕測試過程中涂層中應(yīng)力分布的影響

基于劃痕測試過程中涂層中應(yīng)力分布的分析結(jié)果對實驗測試結(jié)果的支撐性，進一步模擬了WC-Co硬質(zhì)合金基體中WC晶粒度和Co含量對AlTiN 涂層中應(yīng)力分布的影響。參考10Co涂層合金劃痕測試C1值(20.3 N)，對法向載荷C達到20 N時進行涂層中應(yīng)力統(tǒng)計分析。固定合金中Co質(zhì)量分數(shù)為10%，構(gòu)造三種晶粒度(0.5，1.0和2.0 μm)的合金基體實體模型；固定合金中WC晶粒度為1.0 μm，構(gòu)造三種Co質(zhì)量分數(shù)(5%，10%和20%)的合金基體實體模型，對應(yīng)的體積分數(shù)分別為8.6%，16.5%和30.8%。對應(yīng)圖2(a)中遠離分析接觸區(qū)域，WC-5Co、WC-20Co合金均質(zhì)模型的彈性模量分別為645和495 GPa，泊松比分別為0.22和0.23[22]。實體模型中硬質(zhì)相和粘結(jié)相分別采用WC和CoW合金的性能參數(shù)。三種WC晶粒度和三種Co含量涂層合金劃痕測試過程中的應(yīng)力分布云圖及其應(yīng)力分布曲線如圖5所示。

由圖5(a)和圖5(c)可以看出，隨WC晶粒度降低，錐形壓頭后方涂層拉應(yīng)力區(qū)域面積減小，涂層表面最大拉應(yīng)力依次降低；采用晶粒度分別為0.5，1.0和2.0 μm的WC-10Co合金作為基體，涂層表面最大拉應(yīng)力依次為868，950和1106 MPa。此外，基體中WC晶粒度較小時，錐形壓頭前方膜基界面處涂層拉應(yīng)力相對較小，錐形壓頭后方膜基界面處涂層的壓應(yīng)力增大，合金基體中存在的拉應(yīng)力分布更為分散均勻，有利于涂層膜基結(jié)合力穩(wěn)定性的改善。

由圖5(b)和圖5(d)可以看出，采用晶粒度為1.0 μm，Co質(zhì)量分數(shù)分別為5%，10%和20%的WC-Co合金作為基體，涂層表面最大拉應(yīng)力依次為1206，958和548 MPa。相對WC-10Co合金基體，雖然WC-20Co合金基體上方涂層表面拉應(yīng)力相對較小，但膜基界面處涂層的拉應(yīng)力最高值達到1 129 MPa，而WC-10Co合金基體膜基界面相同部位涂層的拉應(yīng)力最高值僅為122 MPa。應(yīng)力分布結(jié)果表明，合金中Co含量對涂層表面和膜基界面處涂層內(nèi)部的應(yīng)力大小影響顯著，10Co合金基體優(yōu)于其它兩種合金基體。

圖5 劃痕測試載荷FC = 20 N時壓頭所處位置涂層和基體中的應(yīng)力分布云圖以及涂層表面和膜基界面的應(yīng)力分布曲線

4 結(jié)論

1) 以基體代號作為AlTiN涂層合金代號，涂層內(nèi)聚失效抗力C1排序為10Co(20.3 N)＞bWC(12.4 N)＞CoW(8.9 N)；涂層膜基結(jié)合力C2排序為bWC(28.2 N)＞10Co(10.9 N)＞CoW(21.1 N)；涂層合金(C2–C1)/C2排序為bWC(56.0%)＞CoW(18.3%)＞10Co(3.8%)。

2) 劃痕測試過程中涂層應(yīng)力的模擬結(jié)果表明，對于CoW軟質(zhì)基體，膜基界面處涂層中形成的強拉應(yīng)力、錐形壓頭前方涂層表面的較大拉應(yīng)力共同作用，導(dǎo)致涂層出現(xiàn)早期的斷裂失效；對于bWC硬質(zhì)基體，涂層體系主要損傷形式是錐形壓頭后方涂層表面在較大拉應(yīng)力作用下首先發(fā)生破壞，進而向涂層內(nèi)部擴展，最終導(dǎo)致涂層完全失效；10Co合金基體中高硬度硬質(zhì)相為涂層提供了一定的強度和剛度支撐，高韌性粘結(jié)相良好的塑性變形能力能夠吸收劃痕測試過程中涂層中的部分應(yīng)力。基體合金中硬質(zhì)相和塑性粘結(jié)相的同時存在，有利于涂層膜基結(jié)合力和內(nèi)聚失效抗力的同步改善。

3) WC-Co合金基體中，晶粒越細，越有利于涂層膜基結(jié)合力和內(nèi)聚失效抗力的同步改善；Co含量過高或過低，均不利于涂層膜基結(jié)合力和內(nèi)聚失效抗力的同步改善。

[1] HAUBNER R, LESSIAK M, PITONAK R, et al. Evolution of conventional hard coatings for its use on cutting tools[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2017, 62(1): 210?218.

[2] ORTNER H M, ETTMAYER P, KOLASKA H, et al. The history of the technological progress of hardmetals[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2014, 44(1): 148–159.

[3] 潘晨曦, 陳康華, 徐銀超,等. 添加Cu對PVD AlTiN涂層組織結(jié)構(gòu)和性能的影響[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2016, 21(5): 717?721. PAN Chenxi, CHEN Kanghua, XU Yinchao, et al. Effect of adding Cu on structure and cutting performance of PVD AlTiN coating[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2016, 21(5): 717?721.

[4] WANG C F, SHIH-FU O U, CHIOU S Y. Microstructures of TiN, TiAlN and TiAlVN coatings on AISI M2 steel deposited by magnetron reactive sputtering [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2014, 24(8): 2559?2565.

[5] 牛瑞麗, 李金龍, 劉栓, 等. 偏壓對高速鋼表面AlTiN涂層結(jié)構(gòu)與性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2016, 26(12): 2564? 2572. NIU Ruili, LI Jinlong, LIU Shuan, et al. Effect of bias on structure and properties of AlTiN coating deposited on high-speed steel[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2016, 26(12): 2564?2572.

[6] 徐銀超, 陳康華, 王社權(quán), 等. TiN和TiAlN涂層硬質(zhì)合金的氧化和切削性能[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2011, 16(3): 425?430. XU Yinchao, CHEN Kanghua, WANG Shequan, et al. Oxidation and cutting properties of TiN and TiAlN coated cemented carbide[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2011, 16(3): 425?430.

[7] 朱麗慧, 胡濤, 宋誠, 等. Si、Cr的加入對TiAlN涂層熱穩(wěn)定性能的影響[J]. 硬質(zhì)合金, 2015, 32(6): 359?363. ZHU Lihui, HU Tao, SONG Cheng, et al. Effect of Si and Cr addition on thermal stability of TiAlN coatings[J]. Cemented Carbide, 2015, 32(6): 359?363.

[8] 邱龍時, 朱曉東, 魯莎, 等. 基于彈塑性滾動接觸疲勞法評價硬質(zhì)薄膜結(jié)合強度[J]. 真空科學(xué)與技術(shù)學(xué)報, 2015, 35(11): 1380?1384. QIU Longshi, ZHU Xiaodong, LU sha, et al. Evaluation of hard-coating/substrate interfacial adhesion in rolling contact fatigue method under elastic-plastic deformation[J]. Chinese Journal of Vacuum Science and Technology, 2015, 35(11): 1380?1384.

[9] 李河清, 蔡殉, 馬峰, 等. 壓痕法測定薄膜(涂層)的界面結(jié)合強度[J]. 機械工程材料, 2002, 26(4): 11?13. LI Heqing, CAI Xun, MA Feng, et al. Determination of the interfacial bonding strength of thin films and coatings using indentation method[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2002, 26(4): 11?13.

[10] 唐輝, 王欣宇, 于德珍, 等. TA2純鈦微弧氧化陶瓷膜層的顏色和性能[J]. 材料研究學(xué)報, 2010, 24(4): 395?400. TANG Hui, WANG Xinyu, YU Dezheng, et al. On the color properties of the coatings on titanium by micro-arc oxidation [J]. Chinese Journal of Materials Research, 2010, 24(4): 395?400.

[11] KATARIA S, KUMAR N, DASH S, et al. Evolution of deformation and friction during multimode scratch test on TiN coated D9 steel[J]. Surface and Coatings Technology, 2010, 205(3): 922?927.

[12] 陳響明, 易丹青, 李秀萍, 等. 硬質(zhì)合金復(fù)合涂層的結(jié)合強度與失效機理[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2011, 16(3): 464? 470. CHEN Xiangming, YI Danqing, LI Xiuping, et al. Bonding strength and failure mechanism of cemented carbide with multilayer coatings[J]. Cemented Carbide, 2011, 16(3): 464? 470.

[13] GONG M, CHEN J, DENG X, et al. Sliding wear behavior of TiAlN and AlCrN coatings on a unique cemented carbide substrate[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2017, 69(1): 209?214.

[14] ZHANG Li, SHAN Cheng, CHEN Shu, et al. Hot pressing densification of WC-MoC binderless carbide[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22(8): 2027–2031.

[15] CHEN Yi, ZHANG Li, ZHU Junjie, et al. Phase interfaces between AlTiN and WC/Mo2C in WC-Mo2C substrate and the related characteristics[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2018, 72: 323?331.

[16] ZHANG Li, XIE Mingwei, CHENG Xin, et al. Micro characteristics of binder phases in WC-Co cemented carbides with Cr-V and Cr-V-RE additives[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2013, 36(1): 211–219.

[17] ROGSTR?M L. High temperature behavior of arc evaporated ZrAlN and TiAlN thin films[D]. Sweden: Link?ping University, 2012: 6?7.

[18] ROA J J, JIMéNEZ-PIQUé E, TARRAGó J M, et al. Berkovichnano indentation and deformation mechanisms in a hardmetal binder-like cobalt alloy[J]. Materials Science and Engineering, 2015, A621: 128?132.

[19] NINO A, TANAKA A, SUGIYAMA S, et al. Indentation size effect for the hardness of refractory carbides[J]. Materials Transactions, 2010, 51(9): 1621?1626.

[20] 沈觀林, 胡更開. 復(fù)合材料力學(xué)[M]. 上海: 上海交通大學(xué)出版社, 1988: 201–202. SHEN Guanlin, HU Gengkai. Mechanics of Composite Materials [M]. Shanghai: Shanghai Jiao Tong University Press, 1988: 201– 202.

[21] DAN M, KAZAKEVICH M, SROLOVITZ D J, et al. Nanoindentation size effect in single-crystal nanoparticles and thin films: A comparative experimental and simulation study[J]. Acta Materialia, 2011, 59(6): 2309–2321.

[22] BEISS P, RUTHARDT R, WARLIMONT H. Powder Metallurgy Data. Refractory, Hard and Intermetallic Materials[M]. Springer-Verlag. 2002.

[23] KLüNSNER T, MARSONER S, EBNER R, et al. Effect of microstructure on fatigue properties of WC-Co hard metals[J]. Procedia Engineering, 2010, 2(1): 2001?2010.

[24] ?ZDEN U A, BEZOLD A, BROECKMANN C. Numerical simulation of fatigue crack propagation in WC/Co based on a continuum damage mechanics approach[J]. Procedia Materials Science, 2014, 3(1): 1518?1523.

[25] BENSON M L, LOAW P K, CHOO H, et al. Strain-induced phase transformation in a cobalt-based superalloy during different loading modes[J]. Materials Science and Engineering, 2011, A528(18): 6051–6058.

[26] CHEN F L, HE X, PRIETO-MU?OZ P A, et al. Opening-mode fractures of a brittle coating bonded to an elasto-plastic substrate [J]. International Journal of Plasticity, 2015, 67(1): 171?191.

[27] KIM S I, HER J U, JANG Y C, et al. Experimental and finite element analysis for fracture of coating layer of galvannealed steel sheet[J]. The Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(1): 111?116.

[28] GANT A J, GEE M G. Wear modes in slurry jet erosion of tungsten carbide hardmetals: Their relationship with microstructure and mechanical properties[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2015, 49(1): 192?202.

(編輯 高海燕)

Failure modes of AlTiN coated alloys during scratch test and the related mechanism by finite element analysis

ZHANG Huadong, ZHANG Li, CHEN Yi, LUO Guokai, XIAO Qiaoping, ZHONG Zhiqiang

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

To explore the synergistic effect of the hard phase and the ductile binder phase in cemented carbide substrates to the coating, WC-10Co-0.65Cr3C2-0.35VC (10Co) with hard phase + binder phase structure, WC-6Mo2C-0.68Cr3C2- 0.37VC (bWC) and 85.1Co-9.2W-4.7Cr3C2-1.0VC (CoW) alloys were prepared. Al0.55Ti0.45N coating around 5 μm in thickness was deposited by direct current magnetron sputtering technology. The failure modes of AlTiN coated alloys during scratch test were determined by the magnitude of critical loadsC1andC2and the difference value betweenC1andC2.C1andC2are the characterization parameters of the cohesive failure resistance of the film and the adhesion strength between the film and the substrate, respectivelyThe related failure mechanism was investigated by finite element analysis of the stress distribution in the coating during scratch test. Further, the effects of the WC grain size and the cobalt content in the cemented carbide substrates on the stress distribution in the coating during scratch test were also investigated. The results show that the coated alloy with ductile CoW substrate has the lowest value ofC1andC2. The coated alloy with hard bWC substrate has the highestC2and the highest difference value betweenC1andC2. The coated 10Co alloy has the highestC1and the lowestC1andC2difference. The young modulus ratio of the film and the substrate and the hardness of substrate are the key factors affectingC1andC2. Decreasing the grain size and choosing moderate cobalt content in cemented carbide substrate facilitate the synchronous improvement ofC1andC2.

AlTiN coating; substrate material; scratch test; finite element analysis; coating failure mode; coated cemented carbide design

TF124.3

A

1673-0224(2018)05-445-09

國家自然科學(xué)基金(51574292)；粉末冶金國家重點實驗室基金(2017zzkt21)

2018?03?22；

2018?06?14

張立，博士，教授。電話：0731-88876424；E-mail: zhangli@csu.edu.cn