陳強(qiáng)，張而耕，周瓊，黃彪，梁丹丹，韓生，李耀東

（1.上海應(yīng)用技術(shù)大學(xué) a.上海物理氣相沉積（PVD）超硬涂層及裝備工程技術(shù)研究中心 b.化學(xué)與環(huán)境工程學(xué)院，上海 201418；2.中國兵器工業(yè)集團(tuán)第二O 二研究所，陜西 咸陽 712099）

物理氣相沉積（Physical Vapor Deposition）是通過物理方法在工模具表面制備一層或多層具備特殊性能的涂層，以改變基體表面性能。該類涂層往往具備高硬度、耐磨損、抗氧化、防腐蝕、低摩擦等特性。本文采用的涂層制備技術(shù)為陰極電弧+輝光放電技術(shù)。該技術(shù)是在陰極電弧的基礎(chǔ)上引入輝光放電裝置，利用輝光放電產(chǎn)生的等離子體對(duì)沉積過程施加影響，從而制備各類復(fù)合涂層，具有離化率高、粒子流密度大、能量高、沉積速率快、成分易控及膜/基結(jié)合力好等特點(diǎn)。目前，應(yīng)用于金屬切削加工的硬質(zhì)涂層多為二元及三元氮化物涂層，其中以TiN、TiCN、TiSiN 及CrAlN 的應(yīng)用最為普遍。TiN 涂層硬度值在20 GPa 左右，失穩(wěn)溫度達(dá)600 ℃，適合于切削硬度45HRC 以下的金屬材料，如鑄鐵、碳鋼、不銹鋼及部分高溫合金等[1-2]。TiSiN 涂層的硬度可達(dá)30 GPa，適用溫度達(dá)1000 ℃，適合于切削鈦合金、高溫合金、不銹鋼以及硬度60HRC 左右的金屬材料[3-4]。CrAlN涂層的硬度相對(duì)較小，但熱穩(wěn)定性好，常用于加工硬度較小、熱傳導(dǎo)性能差的金屬材料[5]。對(duì)于上述涂層的研究報(bào)道已屢見不鮮，相關(guān)人員研究了涂層沉積工藝參數(shù)及元素比例等對(duì)涂層微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能及切削性能的影響，為涂層的制備及應(yīng)用起到較好的引導(dǎo)作用。類金剛石涂層（Diamond Like Coating，簡(jiǎn)稱DLC）因具備摩擦系數(shù)低、抗粘附等特性，常被用于軟金屬及高分子材料的成形加工。DLC 涂層在加工過程中能夠形成碳轉(zhuǎn)移膜，從而對(duì)工模具起到很好的保護(hù)作用，但DLC 膜易與鐵基金屬反應(yīng)，極大地降低了涂層的性能，故不常用于黑色金屬的切削加工。碳化物涂層（如TiC 等）因同樣具備高的硬度及耐磨性而被用于金屬切削加工，類似的碳化硅（常用于硬質(zhì)合金的加工）、氮化碳與金剛石的結(jié)構(gòu)相似，都是具備高硬度的共價(jià)鍵化合物。本文在現(xiàn)有涂層的基礎(chǔ)上，向其內(nèi)部摻入碳元素，期望在其內(nèi)部能夠形成高硬度的化合物，利用碳元素帶來的強(qiáng)化作用以及非晶碳的自潤(rùn)滑作用，提高涂層的耐磨性及自潤(rùn)滑性能[6]。

應(yīng)用C 摻雜TiN 形成TiCN 的報(bào)道較多，TiCN比TiN 具備更好的紅硬性、耐磨性及抗高溫氧化性。然而，國內(nèi)對(duì)于C 摻雜其他三元或四元金屬陶瓷涂層的研究卻鮮有報(bào)道。仇月東等[7]研究了N2流量對(duì)于TiAlCN 涂層的影響，發(fā)現(xiàn)涂層結(jié)構(gòu)取決于C 與N 的含量，適當(dāng)?shù)腃、N 比例可以顯著改善金屬陶瓷涂層的力學(xué)及摩擦學(xué)性能。楊立軍等[8-9]研究了沉積參數(shù)對(duì)TiAlCN 涂層性能的影響，發(fā)現(xiàn)合適的偏壓、電流可以提高涂層的結(jié)合力及硬度。國外對(duì)于C 摻雜多元金屬陶瓷涂層的研究較早，若將C、Si 元素同時(shí)摻入TiAlN 涂層，則TiAlSiCN 涂層將表現(xiàn)出高的熱穩(wěn)定性及良好的摩擦性能[10-13]。因此，針對(duì)國內(nèi)研究現(xiàn)狀的不足，本文以三元TiAlN 涂層為對(duì)象，對(duì)其進(jìn)行C、Si 元素?fù)诫s，研究摻雜對(duì)于涂層微觀織構(gòu)、力學(xué)性能及切削加工特性的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 涂層制備

采用陰極電弧+輝光放電技術(shù)在SUS304 不銹鋼方形試樣（8 mm×8 mm×2 mm，Ra≤0.05 μm）及硬質(zhì)合金刀具（φ6 mm×60 mm，牌號(hào)為YG10，硬度為91.5～92.5HRA）表面制備TiAlN、TiAlCN、TiAlSiN、TiAlSiCN 涂層，不銹鋼及刀具的主要元素成分見表1。所采用的靶材分別為矩形Ti 靶（純度99.999%）、AlTi靶（67% Al，33% Ti）、TiSi 靶（80% Ti，20% Si），所用氣體分別為N2和C2H2，涂層制備的相關(guān)參數(shù)見表2。先用無水酒精對(duì)試樣進(jìn)行10 min 的超聲振動(dòng)清洗，待清洗結(jié)束后，將試樣取出，并采用壓縮氣體將試樣表面吹干，確保試樣表面干凈、清潔。為提高涂層與試樣的結(jié)合強(qiáng)度，防止涂層直接剝落，在沉積四種涂層前，采用氬離子轟擊試樣，以粗化、活化試樣表面，并在試樣表面沉積微量的Ti/TiN 作為打底層，涂層沉積時(shí)間為100 min。

表1 SUS304 不銹鋼及硬質(zhì)合金刀具的主要元素成分Tab.1 Main element compositions of SUS304 stainless steel and cemented carbide tool wt%

表2 涂層制備工藝參數(shù)Tab.2 Parameters of coating preparation

1.2 涂層的性能表征

采用高分辨率掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscopy，SEM）觀察涂層的表面形態(tài)特征，加速電壓為10 kV，放大倍數(shù)為5000。采用球磨儀（KaloMAX）測(cè)量涂層的厚度，鋼球直徑為30 mm，研磨時(shí)間為60 s，放大倍數(shù)為50。利用能譜儀（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy，EDS）對(duì)各涂層元素相對(duì)含量進(jìn)行定量分析，其探針以面掃描的方式對(duì)涂層進(jìn)行掃描，加速電壓為20 kV，放大倍數(shù)為10 000。采用X 射線衍射儀（X-ray Diffractometer，XRD）分析涂層的晶體結(jié)構(gòu)，入射檢測(cè)射線為Cu Kα 射線（λ=0.154 18 nm），加速電壓為40 kV，掠射角2θ=10°～80°。用激光拉曼光譜儀分析檢測(cè)涂層中的碳信號(hào)峰，激光器波長(zhǎng)為514.5 nm，50 倍物鏡，光斑直徑為2 μm，掃描時(shí)間為30 s，光譜范圍為100～2000 cm–1。用二維輪廓儀及三維形貌儀表征涂層的粗糙度及表面形貌，滑移速度為0.25 mm/s，取樣長(zhǎng)度為7 mm，放大倍數(shù)為50。

采用納米壓痕儀（MTS Nano Indenter XP），通過連續(xù)剛度（CSM）方法檢測(cè)涂層的硬度，采用標(biāo)準(zhǔn)Berkovich 金剛石壓頭，壓入深度為涂層厚度的1/10，取5 個(gè)點(diǎn)的平均硬度作為涂層的納米硬度值。通過數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)（402SXV）分析涂層對(duì)于基體表面硬度的影響，采用金剛石顯微維氏菱形壓頭，施加載荷為50 g，保荷時(shí)間為10 s。用環(huán)-塊式滑動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)量涂層的耐磨性，實(shí)驗(yàn)載荷為196 N，摩擦速度為0.42 m/s，摩擦方式為干摩擦，摩擦?xí)r間為2 h，摩擦副為45 鋼（硬度HRC55-60）。采用帶有劃痕組件及摩擦探頭的納米壓痕儀表征涂層的結(jié)合力及摩擦系數(shù)，壓痕儀連續(xù)加載至300 mN，加載速度為1 mN/s，劃痕長(zhǎng)度為500 μm。通過切削實(shí)驗(yàn)測(cè)定涂層的加工特性，切削材料為SUS304 不銹鋼，切削方式為干切削。在切削過程中檢測(cè)工件的表面粗糙度，并記錄涂層刀具磨損量。

2 結(jié)果及討論

2.1 涂層的微觀組織及結(jié)構(gòu)

在對(duì)涂層表面進(jìn)行掃描電子顯微鏡觀察前，先對(duì)涂層不銹鋼試樣進(jìn)行超聲波清洗（以酒精為清洗溶液），烘干，防止涂層表面的雜質(zhì)及污染物對(duì)觀察效果產(chǎn)生影響。四種涂層的表面形貌特征如圖1 所示。就表面質(zhì)量而言，TiAlSiCN 涂層最好，TiAlCN 涂層次之，TiAlSiN 涂層最差，表面有較多的“凹坑”及“針眼”等缺陷。產(chǎn)生上述現(xiàn)象的主要原因?yàn)?，陰極電弧容易產(chǎn)生粘附性差、易剝落的大顆?！耙旱巍?，偏壓會(huì)導(dǎo)致與涂層結(jié)合不緊密的顆粒被高能粒子轟擊脫落而留下孔隙。球磨儀測(cè)得涂層的厚度均在3 μm左右。由于這三種涂層的沉積時(shí)間相同，在其他沉積參數(shù)相同的情況下，沉積源數(shù)量越多，粒子半徑越大，相應(yīng)的涂層厚度也越大。TiAlN、TiAlCN、TiAlSiN、TiAlSiCN 涂層厚度分別為2.80、2.83、3.03、3.23 μm。EDS 分析各涂層中元素成分及含量的結(jié)果見表3，涂層中主體元素Ti、Al、N 的含量均較高。

圖1 涂層的表面形貌Fig.1 Surface morphology of the coatings

表3 涂層元素成分及含量Tab.3 Element composition and content of coatings wt%

上述TiAlCN、TiAlSiN、TiAlSiCN 涂層均是在TiAlN 涂層的基礎(chǔ)上通過元素?fù)诫s而來，TiAlN 及以上三種涂層的XRD 衍射圖譜如圖2 所示。TiAlN 涂層的組成相主要為不同生長(zhǎng)取向的立方相TiN、Ti2N以及六方相Ti2AlN、TiN0.3。采用陰極電弧+輝光放電技術(shù)制備的TiN 涂層中并沒有發(fā)現(xiàn)Ti2N 及TiN0.3相。TiN 涂層的硬度約為20 GPa，不同工藝制備的TiN 涂層的硬度略有差異，但未見硬度值超過25 GPa 的TiN涂層的報(bào)道。該方法制備的TiAlN 涂層的硬度值為29.57 GPa，相較于二元TiN 涂層，硬度值大幅提高，其主要原因?yàn)锳l 元素的添加導(dǎo)致涂層的生長(zhǎng)取向發(fā)生改變及新的高硬相的形成。TiAlN 涂層中的Ti2AlN屬于典型的MAX 相（M 代表過渡金屬元素，如Ti、V、Cr 等；A 代表主族元素，如Al、Si、S 等；X 則代表C 或N）材料，具有硬度高（25 GPa）、熱穩(wěn)定性好等特點(diǎn)，該相的形成是涂層硬度提高的原因之一。此外，TiAlN 涂層中還具有Ti2N 相，四方點(diǎn)陣的Ti2N 具有比面心立方結(jié)構(gòu)TiN 更高的硬度，可達(dá)29 GPa。僅在TiAlN 涂層中發(fā)現(xiàn)了TiN0.3相，相較于平衡化學(xué)計(jì)量比的TiN，TiN0.3的N 空位降低了晶格常數(shù)，使涂層的強(qiáng)度、硬度變大。通過物理氣相沉積方法制備含TiN0.3相的涂層此前未見報(bào)道。此外，TiAlN 中摻入C 元素后，涂層的生長(zhǎng)取向發(fā)生了極大的變化。TiN(111)及(200)取向的生長(zhǎng)被抑制，促進(jìn)了TiN(220)取向的生長(zhǎng)。此外，TiAlCN 涂層中形成了以(220)生長(zhǎng)取向?yàn)橹鞯腡iC 相，以及N、C 原子相互取代或固溶的TiC0.7N0.3、TiC0.3N0.7相。與陳淑年等[14]的研究結(jié)果不同，TiAlCN 涂層中并沒有發(fā)現(xiàn)TiAl(C,N)結(jié)構(gòu)，C 元素的加入主要是使涂層形成更為復(fù)雜的Ti(C,N)結(jié)構(gòu)，這也是薄膜競(jìng)相生長(zhǎng)的結(jié)果。采用激光拉曼光譜儀分析TiAlCN 涂層的拉曼光譜，如圖3 所示。在拉曼位移為1200～1700 cm–1的拉曼峰附近觀察不到非晶碳的信號(hào)峰，非晶碳的形成與(Ti,Al)N 和(Ti,Al)C 鍵的自由能有關(guān)。相較而言，(Ti,Al)N 的自由能低，N 原子有限與Ti、Al 原子成鍵，待(Ti,Al)(C,N)晶格中的所有非金屬原子位置被占據(jù)，過飽和的C 原子將以非晶態(tài)C 的形式在晶界處沉淀[15]，形成晶體/非晶復(fù)合結(jié)構(gòu)。本研究沒有發(fā)現(xiàn)非晶C，應(yīng)該與 C 在涂層中的相對(duì)含量有關(guān)。研究表明，若TiAlCN 涂層中Ti、Al 原子間形成結(jié)合能力較弱的金屬鍵，該金屬鍵類似于石墨結(jié)構(gòu)中的范德華力，可使涂層表現(xiàn)出自潤(rùn)滑性及金屬性[16]。

圖2 涂層的XRD 圖譜Fig.2 XRD pattern of coatings

圖3 TiAlCN、TiAlSiCN 涂層的拉曼光譜Fig.3 Raman spectra of TiAlCN and TiAlSiCN coatings

TiAlN 中添加Si 元素后，TiAlSiN 涂層的衍射譜中，TiN(111)、(220)晶面的衍射峰強(qiáng)度降低，說明涂層中TiN 沿具有低自由能(111)、(220)密排面的取向生長(zhǎng)被阻礙，TiN(200)晶面取向的生長(zhǎng)被促進(jìn)。相較于 TiAlCN，TiAlSiN 涂層衍射譜中又出現(xiàn)高硬相Ti2AlN 及Ti2N 的衍射峰，表明涂層中多相體系的形成主要取決于涂層成分。研究表明，在TiAlSiN 涂層中，Si 元素以非晶a-SiNx的形式存在，導(dǎo)致涂層中存在較多的無定型相，涂層中硬質(zhì)相的納米晶在SiNx界面處偏析，形成非晶態(tài)的SiNx和(Ti,Al)N 晶的納微米復(fù)合結(jié)構(gòu)。非晶的界面相SiNx抑制了涂層納米晶相晶粒的生長(zhǎng)，有效阻滯了晶粒的位錯(cuò)滑移，使得涂層在細(xì)晶強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化的共同作用下，硬度和彈性模量得以提高[17-18]。TiAlN 中同時(shí)添加C、Si 元素后，TiAlSiCN 涂層的衍射峰強(qiáng)度均大幅度降低，涂層內(nèi)部的結(jié)晶跡象不明顯。TiAlSiCN 涂層的衍射圖譜中并沒有產(chǎn)生如TiAlCN 涂層一樣的TiCN 相的衍射峰，因Ti—N、Ti—C 鍵的結(jié)合能及形成能分別為–9.08、–8.64 eV/atom 和–1.96、–0.89 kJ/mol，即在相同條件下，更容易形成TiN 及TiCN 相，說明涂層中的部分碳元素很可能跟硅元素一樣，以非晶的形式嵌于涂層中。C、Si 元素的共同摻雜使涂層的各生長(zhǎng)取向均受到抑制，涂層主要呈(111)及(200)的擇優(yōu)取向生長(zhǎng)，且涂層的整體結(jié)晶程度較差，多以非晶相為主。圖3的拉曼光譜中，并沒有發(fā)現(xiàn)TiAlCN 涂層中存在非晶碳的信號(hào)峰，其主要與碳含量相對(duì)較少有關(guān)。TiAlSiCN 涂層中的 C 相對(duì)含量較高，在 1200～1700 cm–1拉曼光譜區(qū)間存在信號(hào)峰，代表涂層中有非晶碳的存在，說明相同工藝條件下，TiAlSiCN 涂層更容易析出碳，形成非晶碳結(jié)構(gòu)[19-20]。

三維輪廓儀下，涂層的表面形貌如圖4 所示。二維輪廓儀表征得出TiAlN、TiAlCN、TiAlSiN、TiAlSiCN涂層的表面粗糙度Ra分別為 63.9、47.7、51.8、15.1 nm。在C、Si 元素的共同作用下，涂層的表面粗糙度顯著降低，其主要原因?yàn)橐胰矊?dǎo)致氣體流量增大，涂層環(huán)境中的粒子碰撞概率也增大，涂層中形成大顆粒的概率和數(shù)量降低，涂層的表面粗糙度減小[21-22]。

圖4 涂層的表面三維形貌Fig.4 Three dimensional surface morphology of coatings

2.2 涂層的力學(xué)及耐磨性能

納米壓痕儀表征 TiAlN、TiAlCN、TiAlSiN、TiAlSiCN 涂層的納米硬度及涂層后的不銹鋼試片的維氏硬度如圖5 所示。相較而言，TiAlSiN 涂層的硬度最高，為37.69 GPa。過多的元素?fù)诫s并沒有提高涂層的硬度。TiAlSiCN 涂層硬度降低的主要原因?yàn)?，C 的添加使涂層析出更多的非晶相及非晶碳和SiNx軟相，涂層硬度越高，則其內(nèi)部結(jié)構(gòu)越趨近于具有超模量的納米晶/非晶復(fù)合材料的設(shè)計(jì)理念[23-24]。維氏硬度值的提高為涂層和不銹鋼基底復(fù)合作用的結(jié)果，不銹鋼基底的維氏硬度為347.3HV，四種涂層不銹鋼基底復(fù)合硬度分別為1385.1、940.7、1509.4、1022.5HV。涂層顯著提高了基底的表面硬度，且維氏硬度與納米硬度的變化趨勢(shì)相同。

圖5 涂層的納米硬度及維氏硬度Fig.5 Nano hardness and Vickers hardness of coatings

納米劃痕儀表征四種涂層的摩擦系數(shù)曲線如圖6所示。在劃痕儀與涂層接觸的初期，測(cè)頭與涂層表面接觸，并逐漸達(dá)到“跑和”狀態(tài)。因此，在測(cè)頭滑動(dòng)初期，摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)較大。當(dāng)測(cè)頭與涂層處于“跑和”狀態(tài)時(shí)，摩擦系數(shù)波動(dòng)曲線波動(dòng)較小，圍繞一數(shù)值上下擺動(dòng)。測(cè)頭繼續(xù)滑動(dòng)，涂層的摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)又變大，主要原因是涂層在滑動(dòng)載荷作用下出現(xiàn)裂紋或剝離現(xiàn)象[25]。因此，摩擦系數(shù)的突變也可以作為涂層與基體結(jié)合力強(qiáng)弱評(píng)判的參考。四種涂層中，TiAlSiN 涂層的摩擦系數(shù)最高，在穩(wěn)定階段的摩擦系數(shù)為0.3 左右。TiAlSiCN 涂層的摩擦系數(shù)最低，約為0.1，可能與非晶碳相的形成有關(guān)。TiAlSiN 涂層的摩擦系數(shù)雖最高，但相比較而言，其與基體的結(jié)合強(qiáng)度最好。在約200 mN 載荷的條件下，TiAlSiN 涂層逐漸出現(xiàn)裂紋或剝離的現(xiàn)象，TiAlN、TiAlCN 涂層產(chǎn)生上述現(xiàn)象的載荷區(qū)間為100～150 mN。TiAlSiCN 涂層的結(jié)合性能最差，在載荷為50～100 mN 時(shí)，便產(chǎn)生裂紋或剝離現(xiàn)象。涂層與基體結(jié)合強(qiáng)弱主要與涂層的相結(jié)構(gòu)及涂層結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)有關(guān)，若涂層能與基體形成共格外延生長(zhǎng)或通過調(diào)制方法對(duì)涂層進(jìn)行多層化、梯度化設(shè)計(jì)，則可以大幅提高涂層與基體的結(jié)合性能[26]。

圖6 涂層的摩擦系數(shù)曲線Fig.6 Friction coefficient curve of coatings

涂層不銹鋼基體的耐磨性參照 GB/T 12444—2006 《金屬材料 磨損試驗(yàn)方法試環(huán)-試塊滑動(dòng)磨損試驗(yàn)》規(guī)定的方法進(jìn)行測(cè)定。該方法可以較好地評(píng)估涂層基體的耐磨性能，以比磨損率（Ws）作為涂層工件的耐磨性評(píng)判標(biāo)準(zhǔn)。Ws的計(jì)算公式為：

Ws=V/FpL

其中：V為磨損體積，μm3；Fp為載荷，N；L為相對(duì)滑動(dòng)距離，m。TiAlN、TiAlCN、TiAlSiN、TiAlSiCN 涂層的磨損體積及比磨損率如圖7 所示。相同測(cè)試條件下，四種涂層基體的比磨損率分別為1.26、1.59、0.86、1.48 μm3/(N·m)。TiAlSiN 涂層基體的比磨損率最低，表現(xiàn)出較好的耐磨性，主要?dú)w因于TiAlSiN 涂層的高硬度及良好的高溫穩(wěn)定性[27]。在涂層的摩擦磨損過程中，非晶碳雖然可以形成具備自潤(rùn)滑特性的碳轉(zhuǎn)移膜，起到減磨耐磨作用，但涂層具備高的硬度及結(jié)合力才是提高工件耐磨性能的關(guān)鍵。

圖7 涂層的磨損體積及磨損率Fig.7 Wear volume and wear rate of coatings

2.3 涂層的切削性能

不銹鋼為較難加工的材料之一，在使用刀具對(duì)其進(jìn)行成形加工過程中，易出現(xiàn)加工硬化、材料粘附、熱量集中、切削阻力大等現(xiàn)象，極大地降低了刀具的加工性能。為明顯體現(xiàn)各涂層性能，采用大進(jìn)給、無冷卻的切削方式，涂層刀具的幾何參數(shù)及切削參數(shù)見表4。側(cè)削一段距離后，測(cè)量刀具的后刀面磨損量，并以國際標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的1/2 背吃刀量處后刀面上的磨損帶寬度作為刀具的磨鈍失效標(biāo)準(zhǔn)。如圖8 所示，無涂層刀具磨損較快，切削較短距離就已將達(dá)到磨鈍標(biāo)準(zhǔn)。對(duì)于涂層刀具，TiAlCN 涂層的磨損速率較快，主要?dú)w因于其低的硬度。TiAlSiCN 涂層刀具在初期的磨損速率較低，主要原因?yàn)橥繉又泻蟹蔷级a(chǎn)生了具有自潤(rùn)滑性能的碳轉(zhuǎn)移膜。待切削一段距離后，切屑帶走了大量的碳，外加切削熱的作用，刀具磨損速率迅速上升[28-29]。具備高硬度及結(jié)合性能的TiAlSiN 涂層切削距離最長(zhǎng)，高硬度賦予涂層良好的耐磨性能，高結(jié)合性能阻礙了涂層在切削過程中由于沖擊振動(dòng)而造成的過早萌生裂紋及剝落失效。

圖8 刀具磨損隨切削距離變化Fig.8 Variation of tool wear with cutting distance

表4 涂層刀具及其切削參數(shù)Tab.4 Parameters of coating tool and cutting test

工件已加工區(qū)域的表面粗糙度與切削距離的關(guān)系如圖9 所示，涂層顯著提高了工件的表面加工質(zhì)量。TiAlSiN 涂層表面粗糙度及摩擦系數(shù)較大，這也是導(dǎo)致在開始加工階段工件已加工區(qū)域表面粗糙度較大的原因。隨著TiAlSiN 涂層刀具相對(duì)均勻地磨損，工件的表面粗糙度也在逐漸增大。采用TiAlSiCN涂層刀具，在開始加工階段的工件表面粗糙度較低，但隨著碳轉(zhuǎn)移及磨損的加劇，在切削距離達(dá)21 m 時(shí)，工件的表面粗糙度開始快速上升。工件的表面質(zhì)量主要與涂層的自潤(rùn)滑性能有關(guān)，但涂層硬度對(duì)于刀具壽命的提升較為關(guān)鍵。

圖9 工件的表面粗糙度隨切削距離的變化Fig.9 Variation of workpiece surface roughness with cutting distance

3 結(jié)論

物理氣相沉積硬質(zhì)涂層在現(xiàn)代工業(yè)體系中的應(yīng)用越來越廣泛，在涂層的實(shí)際應(yīng)用中，往往需要根據(jù)應(yīng)用要求選擇合適的涂層。本文以目前市場(chǎng)化應(yīng)用較為廣泛的三元TiAlN 涂層為摻雜對(duì)象，研究了C、Si單元素?fù)诫s及共同摻雜對(duì)于涂層性能的影響，并得出以下結(jié)論：

1）實(shí)驗(yàn)制備的TiAlN 涂層硬度為29.57 GPa，使其具備較高硬度的主要原因?yàn)榈湫偷腗AX 相Ti2AlN及比TiN 具備更高硬度的四方點(diǎn)陣相Ti2N 的形成。TiAlN 涂層中發(fā)現(xiàn)了TiN0.3相，TiN0.3的N 空位降低了涂層的晶格常數(shù)，使涂層的強(qiáng)度、硬度變大。本文首次報(bào)道了通過物理氣相沉積方法制備的涂層中發(fā)現(xiàn)TiN0.3相。

2）C、Si 元素同時(shí)添加到TiAlN 涂層中，可以顯著降低涂層的表面粗糙度，減小涂層的表面摩擦系數(shù)。僅添加C 元素會(huì)大幅度降低涂層的硬度及耐磨性，添加Si 元素可以使涂層的硬度大幅提升，但涂層表面摩擦系數(shù)較大。

3）TiAlN、TiAlCN、TiAlSiN、TiAlSiCN 四種涂層中，TiAlSiN 涂層的摩擦系數(shù)最高，但硬度最大，表現(xiàn)出較好的耐磨性，TiAlN 涂層次之，TiAlCN 涂層最差，說明硬度對(duì)于涂層耐磨性能的影響較大。

4）TiAlSiCN 涂層可使工件獲得較好的表面加工質(zhì)量，但涂層的磨損對(duì)工件加工質(zhì)量的影響較為關(guān)鍵。具備高硬度及良好耐磨性的TiAlSiN 涂層可使刀具擁有長(zhǎng)距離切削的同時(shí)，提高工件的表面加工質(zhì)量。