赵时璐
, 张震
ZHAO Shilu, ZHANG Zhen
中图分类号: TG174.444
文献标识码: A
文章编号: 0412-1961(2016)06-0747-08
通讯作者:
收稿日期: 2015-10-8
网络出版日期: 2016-06-15
版权声明: 2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
基金资助:
作者简介:
作者简介: 赵时璐, 女, 1978年生, 副教授, 博士
展开
摘要
采用多弧离子镀技术, 使用Ti-Al-Zr合金靶及Cr单质靶的组合方式, 在W18Cr4V高速钢基体上制备TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N四元梯度氮化物膜. 利用SEM和XRD分析梯度膜的微观组织和结构, 使用摩擦磨损试验机研究梯度膜在室温(15 ℃)和高温(500 ℃)下的耐磨损特性, 并采用SEM观察磨痕形貌. 结果表明, 在不同沉积偏压下制备的四元梯度膜均具有fcc-NaCl型的TiN结构, 其组织致密均匀, 呈典型的柱状晶形态. 梯度膜的摩擦磨损机理是以塑性变形为主要特征的黏着磨损, 并伴有轻微的磨粒磨损. 在室温和高温下磨损时的平均摩擦系数分别在0.25~0.30和0.30~0.35之间, 且当沉积偏压增加至-200 V时, 梯度膜的耐磨损性能实现最优化.
关键词：
Abstract
Nowadays, the cutting tools are exposed to much more severe operating conditions, i.e. high cutting speed, high feed rate, aggressive mechanical and thermal loading. As a result, the existing hard films have frequently encountered wear-related failures. Such situation requires the new generation hard films concurrently displaying superior hardness, excellent adhesive strength and outstanding wear resistance. Previous studies have demonstrated some promising mechanical properties (hardness and adhesion strength) of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N quaternary gradient films as compared to those of the (Ti, Al)N binary and (Ti, Al, Zr)N or (Ti, Al, Cr)N trinary nitride films. However, the research on wear resistance of hard films under the conditions of high speed and dry friction has been seldom reported. In this work, using combined Ti-Al-Zr alloy and pure Cr targets, TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N quaternary nitride films were deposited on high speed steel W18Cr4V substrates by multi-arc ion plating (MAIP) process at various bias voltages of -50, -100, -150 and -200 V. Surface morphology and crystalline struc ture of the gradient films were analyzed by SEM and XRD. Wear resistance of the films was evaluated by abrasion tester at both ambient (15 ℃) and elevated (500 ℃) temperatures. The worn surface morphology was then investigated by SEM. The results show that the deposited TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N quaternary nitride films exhibited TiN-type (fcc-NaCl type) structure. The films have uniform and dense columnar morphologies. Furthermore, it was confirmed that the primary wear mechanism was adhesive wear (caused by plastic deformation) accompanied by a slight abrasion. The average values of friction coefficient varied at 0.25~0.30 at ambient temperature and 0.30~0.35 at elevated temperature, respectively. Finally, the best wear resistance was achieved when the bias voltage increased to -200 V.
Keywords：
多弧离子镀技术具有离化率高、沉积温度低、成膜速率快、结合力强和工艺参数易于调节等优点,是制备硬质刀具膜的重要方法[1~6]. 随着加工设备使用效率的提高, 高速切削已成为机械加工的主流. 然而, 在高速高载荷等极端工况条件下, 硬质膜刀具常因剧烈的摩擦磨损而失效, 迫切需要进一步提高刀具表面硬质膜的综合力学性能及耐磨损性能[7~18]. 文献[19~21]报道, 在TiN和(Ti, Al)N等传统刀具薄膜中添加合金元素, 可以不同程度地提高薄膜的性能. 研究者[22]尝试向(Ti, Al)N中添加Zr或Cr形成(Ti, Al, Zr)N或(Ti, Al, Cr)N三元氮化物膜, 该膜具有比(Ti, Al)N二元氮化物膜更高的硬度、膜基结合力和耐磨损性能. 研究[22,23]表明, 向(Ti, Al)N中同时添加Zr和Cr形成的新型(Ti, Al, Zr, Cr)N四元氮化物膜, 具有优于二元和三元氮化物硬质膜的综合性能, 而且梯度结构的复合薄膜体系也会具有更高的硬韧性. 目前, 此类四元氮化物硬质刀具膜的研究工作大多局限于薄膜微结构的分析以及硬度和膜基结合性能的提高方面, 而针对刀具膜在高速干摩擦等恶劣工作条件下使用时的耐磨损特征的研究鲜有报道. TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N四元梯度氮化物膜的硬度为3500 HV, 膜基结合力为200 N, 优于(Ti, Al)N二元及(Ti, Al, Zr)N和(Ti, Al, Cr)N等三元氮化物膜, 作为主要用于抗磨损领域的硬质膜切削刀具, 其摩擦磨损性能的研究也至关重要.
本工作借助多弧离子镀技术制备出TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N四元梯度氮化物膜, 并研究该梯度膜的耐磨损性能, 以期使其更好地应用于薄膜刀具的高速切削领域.
使用MAD-4B型多弧离子镀设备制备TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N四元梯度氮化物膜, 同时采用外加可控维弧磁场控制阴极斑的运动. 靶材采用2个Ti63-Al32-Zr5 (原子分数, %)合金靶和1个Cr单质靶(质量分数为99.9%)的组合方式. 基体选用高速钢W18Cr4V (质量分数, %), 直径32 mm, 高6 mm, 在1280 ℃进行淬火后在560 ℃进行3次回火, 进炉前用水磨砂纸逐级打磨, 并用金刚石研磨膏抛光, 随后分别用丙酮和酒精超声波清洗15 min, 并烘干等待装炉.
在沉积梯度膜过程中, 先将真空炉的背底真空度抽至1.3×10-2 Pa, 通入纯度为99.999%的高纯Ar气并开启离子源, 离子轰击溅射清洗靶材10 min, 随后沉积TiAlZrCr合金过渡层5 min, 最后通入纯度为99.999%的高纯N2沉积(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度层30 min, 其梯度结构是通过逐级调节N2分压(从(1.5~2.0)×10-1 Pa逐级增至(2.5~3.0)×10-1 Pa)和Ti-Al-Zr靶的弧电流(从50 A逐级增至70 A)来实现的.
本实验设定了4组沉积偏压, 分别为-50, -100, -150和-200 V, 以观察其对梯度膜微结构和耐磨损特性的影响, 并通过调整烘烤电流使沉积温度恒定为260~270 ℃, 传动轴电压35 V, 转速6~12 r/min, 具体制备工艺参数见表1.
表1 TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的制备工艺参数
Table 1 Operating parameters of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N gradient films
| Stage | Introduced gas | Gas pressure 10-1 Pa | Bias voltage V | Arc current of TiAlZr target / A | Arc current of Cr target / A | Substrate temperature / ℃ | Deposition time / min |
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Ion bombardment | Ar | 1.5~2.0 | --350 | 50 | 40 | 220~260 | 10 |
| TiAlZrCr interlayer deposition | Ar | 1.5~2.0 | --50, -100, -150, -200 | 50 | 40 | 260~270 | 5 |
| (Ti, Al, Zr, Cr)N gradient film deposition | N2 | 1.5~2.0, 2.5~3.0 | -50, -100, -150, -200 | 50~70 | 40 | 260~270 | 30 |
梯度膜截面形貌观察采用瞬间击打脆断取样, 并用JSM-7001F型场发射扫描电镜(SEM)观察其微观形貌; 采用X'Pert Pro MPD-PW 3040/60型X射线衍射仪(XRD, CuKα)测定梯度膜的晶体结构, 电压40 kV, 电流40 mA; 采用HT-500型高温摩擦磨损试验机分析梯度膜在室温(15 ℃)和高温(500 ℃)的摩擦系数曲线, 摩擦形式为球-盘式圆周摩擦, 参照刀具在实际机加工时的转速设定摩擦副主轴转速560 r/min, 摩擦半径2.5 mm, 对摩材料为直径3 mm的Si3N4陶瓷球, 频率10 Hz, 加载载荷10 N, 加载时间10 min. 对不同沉积偏压下制备的试样均进行2次摩擦磨损实验, 以确保实验的准确性; 同时采用SEM同步观察具有典型破坏特征的微观磨痕形貌.
在不同偏压下沉积TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜截面形貌的SEM像如图1所示. 可以看出, 梯度膜的组织是典型的柱状晶, 且膜层与基体结合紧密, 致密均匀, 无明显的微裂纹、针孔和分层等缺陷. 研究[22]表明, (Ti, Al, Zr, Cr)N多组元梯度膜以TiAlZrCr合金膜为过渡层, Ti, Al, Zr, Cr和N元素含量连续梯度变化, 即从薄膜表面到膜基界面, Ti, Al, Zr和N元素含量逐渐减少, 而Cr元素含量逐渐增加. 薄膜表面分布一些凸起的由金属液滴形成的大颗粒缺陷, 而且尺寸很不均匀, 最大颗粒尺寸达4 μm左右, 最小颗粒尺寸仅为0.2 μm左右. 梯度膜厚度为1.0~1.5 μm, 同时随着沉积偏压的增加, 梯度膜厚度有所减小, 这是由于沉积偏压增大时, 离子轰击能增强, 反溅射效应明显, 使得离子沉积速率下降, 梯度膜变薄.
图1 不同偏压沉积TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜截面形貌的SEM像
Fig.1 Cross-section SEM images of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N gradient films deposited at bias voltages of -50 V (a), -100 V (b), -150 V (c) and -200 V (d)
在不同沉积偏压下, W18Cr4V高速钢基体上镀TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜后的XRD谱如图2所示. 由图可知, 该四元氮化物梯度膜仍是TiN型的fcc结构. 去除W18Cr4V基体相的衍射峰后, 新增加的谱线与标准X射线卡片上TiN的峰位一致, 主要是(220)TiN衍射峰, 而(200)TiN, (311)TiN, (111)TiN和(222)TiN衍射峰相对较弱. 同时随着沉积偏压的增加, (220)TiN衍射峰向小角度发生偏移, 这与其它Ti-Al-Zr-Cr-N体系薄膜, 如(Ti, Al, Zr, Cr)N单层膜、(Ti, Al, Zr)N/(Ti, Al, Zr, Cr)N双层膜的衍射峰位及峰强基本一致[23]. 而且, 该梯度膜的晶格常数为0.424 nm, 与TiN标准晶格常数相同(a=0.424 nm)[24], 并未发生明显变化.
由Scherrer公式[24]计算得到, TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的晶粒尺寸约为4.4 nm, 与TiN膜(晶粒尺寸13~16 nm[25])和(Ti, Al, Zr, Cr)N膜(晶粒尺寸7.5 nm[26])相比较, 该梯度膜的晶粒明显细化.
图2 W18Cr4V基体上TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的XRD谱
Fig.2 XRD spectra of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N gradient films on W18Cr4V substrate
2.3.1 摩擦系数曲线 图3是TiAlZrCr/(Ti,
Al, Zr, Cr)N梯度膜在室温(15 ℃)时的摩擦系数曲线. 可以看出, 梯度膜未出现剧烈的磨损阶段, 其磨损过程首先进入磨合磨损阶段, 摩擦系数较大、波动也较多, 其原因是梯度膜表面光滑且坚硬, 在磨损初始阶段, 薄膜对表面粗糙度相对较大的对偶件表面起到犁削作用, 接触平面间的黏着磨损增加, 从而导致摩擦系数增加且波动较大. 随着磨损的进行, 梯度膜进入稳定磨损阶段, 摩擦系数有所减小, 曲线趋于平稳, 其原因是梯度膜逐渐向对偶件表面转移并形成稳定的转移膜, 起到了润滑作用, 致使摩擦系数逐渐平稳和减小, 此时的摩擦系数即为持续态的摩擦系数. 又由于前期剥落的膜层成为磨料加剧了梯度膜表面的损伤, 所以随后偶尔出现摩擦系数增大、波动也变大的情况. 但在沉积偏压为-200 V下制备的梯度膜则很快进入稳定磨损阶段, 摩擦系数始终较小, 曲线基本没有明显波动. 这是由于在较小的摩擦载荷(10 N)作用下, 薄膜的显微硬度和膜基结合力对其耐磨性起到了主导作用. 在较小偏压下, 薄膜的硬度和膜基结合力也略微降低[22], 薄膜在摩擦力的作用下产生剥落, 使得薄膜的表面粗糙度增加, 剥落的薄膜成为磨料加剧了薄膜表面的损伤, 增大了其摩擦系数, 而且其波动也较大. 所以, 薄膜较好的显微硬度和膜基结合力提高了薄膜的抗磨粒磨损性能. 另外, 梯度膜表面分布着一些凸起的颗粒缺陷, 靠惯性飞溅到薄膜上, 所以与薄膜的结合比较疏松. 当薄膜与对偶件摩擦时, 会导致颗粒剥落, 同时薄膜表面形成微孔, 这些颗粒和微孔区域都将导致摩擦系数曲线波动. 而且, 随着沉积偏压的增加, 这些缺陷逐渐减少, 所以摩擦系数曲线也趋于平缓.
图3 不同偏压下沉积TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的室温摩擦系数曲线
Fig.3 Friction coefficient curves of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N gradient films deposited at bias voltages of -50 V (a), -100 V (b), -150 V (c) and -200 V (d) at room temperature
该梯度膜的平均室温摩擦系数在0.25~0.30之间, 当沉积偏压增加至-200 V时, 摩擦系数逐渐减小且波动减少, 最小值可达0.25. 在室温下与(Ti, Al, Zr, Cr)N单层膜(摩擦系数0.3~0.5[26])及(Ti, Al, Zr)N/(Ti, Al, Zr, Cr)N双层膜(摩擦系数0.30~0.35[26])等其它Ti-Al-Zr-Cr-N体系薄膜相比, 该梯度膜具有更为优良的显微硬度(3000~3500 HV)和膜基结合力(190~200 N)[26], 其耐磨损性能显著提高.
图4是在高温(500 ℃)下TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的摩擦系数曲线. 由图可知, 梯度膜的平均高温摩擦系数在0.30~0.35之间, 比室温摩擦系数略微增加, 而且曲线波动也更大, 耐磨损性能有所下降, 但仍优于高温下(Ti, Al, Zr, Cr)N单层膜(摩擦系数0.3~0.5[26])及(Ti, Al, Zr)N/(Ti, Al, Zr, Cr)N双层膜(摩擦系数0.3~0.4[26])等其它Ti-Al-Zr-Cr-N体系薄膜的耐磨性. 同时, 随着沉积偏压的增加, 摩擦系数逐渐减小且波动减少, 最小值可达0.3.
图4 不同偏压下沉积TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的高温(500 ℃)摩擦系数曲线
Fig.4 Friction coefficient curves of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N gradient films deposited at bias voltages of -50 V (a), -100 V (b), -150 V (c) and -200 V (d) at elevated temperature (500 ℃)
2.3.2 微观磨损形貌 在室温条件下, TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜随着沉积偏压的增加, 破损程度有所减小. 在沉积偏压为-50和-100 V时, 梯度膜存在着一些沿摩擦方向的摩擦划痕和不规则的剥落坑, 如图5a和b所示. 而在沉积偏压为-150和-200 V时, 磨痕都很致密, 仅局部有少许轻微的剥落坑, 尤其在-200 V下制备的梯度膜磨痕很浅, 高速钢基体基本未裸露, 如图5c和d所示.
在摩擦过程中, 梯度膜表面的大颗粒等微凸起物与硬质Si3N4摩擦副接触摩擦时, 产生的摩擦力会导致脱落的大颗粒被推挤粘附在划痕沟槽附近, 呈现严重的黏着和擦伤迹象; 部分犁沟周围的材料隆起, 产生比较明显的塑性变形, 表面反复的塑性变形, 导致出现接触疲劳裂纹; 局部大颗粒的剥落导致出现剥落坑, 剥落的颗粒在后续磨损过程中充当磨粒的作用, 在高速转动下产生连续的机械摩擦力, 从而在表面产生犁削. 所以, (Ti, Al, Zr, Cr)N薄膜的磨损机理是以塑性变形为主要特征的黏着磨损, 并伴有脆性剥落的磨粒磨损. 与(Ti, Al, Zr, Cr)N单层膜及(Ti, Al, Zr)N/(Ti, Al, Zr, Cr)N双层膜等其它Ti-Al-Zr-Cr-N体系薄膜相比, 该梯度膜更优的表面形貌(颗粒少)及更强的膜基界面结合性能(190~200 N)进一步延缓了梯度膜剥落现象的发生[26]. 而且梯度膜的梯度界面在一定程度上能使裂纹分叉和偏析, 并阻止裂纹的扩展, 所以进一步改善了薄膜的磨损形貌. 同时, 随着沉积偏压增加至-200 V, 该梯度膜的硬度趋于最大化(3500 HV) [26], 也使梯度膜的耐磨损性能趋于最优化.
图5 不同偏压下沉积TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的室温磨损形貌的SEM像
Fig.5 SEM images of worn morphologies of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N gradient films deposited at bias voltages of -50 V (a), -100 V (b), -150 V (c) and -200 V (d) at room temperature
在高温条件下, TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的微观摩擦磨损形貌的SEM像如图6所示. 可以看出, 在所有沉积偏压下制备的梯度膜都存在着一些摩擦划痕和剥落坑, 在-50 V偏压下制备的梯度膜破损程度较严重, 还产生了大量的摩擦沟槽, 而在-200 V偏压下制备的梯度膜未观察到明显严重的破损现象, 摩擦划痕和剥落坑均比较浅. 与室温工作条件相比, 高温下的磨损破坏面积略微增加, 这可能是由于其在高温下将产生较大的热应力, 黏着磨损和磨粒磨损变得更为剧烈的缘故.
图6 不同偏压下沉积TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的高温(500 ℃)磨损形貌的SEM像
Fig.6 SEM images of worn morphologies of TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N gradient films deposited at bias voltages of -50 V (a), -100 V (b), -150 V (c) and -200 V (d) at elevated temperature (500 ℃)
(1) 利用多弧离子镀技术, 使用Ti-Al-Zr合金靶及Cr单质靶的组合方式, 在W18Cr4V高速钢基体上成功制备出具有fcc-NaCl型的TiN结构和致密均匀柱状晶组织的TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N四元氮化物梯度膜.
(2) 在室温(15 ℃)和高温(500 ℃)下, TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的平均摩擦系数分别在0.25~0.30和0.30~0.35之间, 其磨损机理是以塑性变形为主要特征的黏着磨损, 并伴有脆性剥落的磨粒磨损.
(3) TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N梯度膜的耐磨损性能优于(Ti, Al, Zr, Cr)N单层膜及(Ti, Al, Zr)N/(Ti, Al, Zr, Cr)N双层膜等其它Ti-Al-Zr-Cr-N体系薄膜. 当沉积偏压增加至-200 V时, 室温和高温下的摩擦系数分别为0.25和0.30, 且磨痕较致密, 实现了耐磨损性能的最优化.
The authors have declared that no competing interests exist.
/
| 〈 |
|
〉 |
