纳米TiAlN涂层硬质合金刀具高速铣削AerMet100钢的磨损机理

第 30卷 　第 2期 摩 擦 学 学 报 Vol. 30　No. 2 2010 年 3 月 Tribology Mar. , 2010 纳米 T iAl N涂层硬质合金刀具高速铣削 AerM et100钢的磨损机理 李广旭 3 ,刘 　强 ,李刘合 (北京航空航天大学 机械工程及自动化学院 ,北京 　100191) 摘 　要 : 采用纳米 TiA lN结构涂层硬质合金刀具对新型难加工材料 AerMet100钢进行高速铣削试验 ,并对实验获得 的数据从刀具磨破损形态及其磨损机理两方面进行系统地分析和研究. 研究 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 明纳米 TiA lN结构涂层硬质合金刀 具在高速面铣削 AerMet100钢时磨损破损形式主要为前刀面磨损、后刀面磨损、涂层材料的破损、微崩刃、边界沟槽 磨损和贝壳状崩落 ;磨损机理主要是磨粒磨损、粘结磨损、氧化磨损和扩散磨损. 此外 ,研究发现 ,高速铣削 AerMet100钢时 ,由于工件材料中的 Co含量较高 ,刀具中的 Co元素不但没有扩散流失 ,反而增加. 关键词 : AerMet100钢 ;高速铣削 ;磨损机理 ;涂层硬质合金 中图分类号 : TH113. 1; TH161 文献标志码 : A 文章编号 : 1004 - 0595 (2010) 02 - 0150 - 05 W ear M echan ism of Nano - TiAl N Coated Carbide Tools in High Speed M illing AerM et100 Steel L I Guang - xu3 , L IU qiang, L IL iu - he (B eihang U niversity, B eijing 100191, China) Abstract: H igh speed face m illing experiments on AerMet100 steel were conducted using nano - TiA lN coated cemented carbide tools. By analyzing experimental data, itwas found thatwear patterns of nano - TiA lN coated cemented carbide tools in high speed m illing AerMet100 steel included rake face wear, flank wear, breakage of coating, m icro - chipp ing of cutting edge, boundary groove wear, conchoidal avalanche. W ear mechanism s included abrasion, adhesion, diffusion and chem ical wear. The results demonstrated that the tool had increased content of element Co in high - speed m illing AerMet100 steel. Key words: aerMet100 steel, high speed m illing, wear mechanism, coated cemented carbide 　　随着现代飞机制造技术的发展 , 要求 对教师党员的评价套管和固井爆破片与爆破装置仓库管理基本要求三甲医院都需要复审吗 开发出综 合性能优异的超高强度合金钢 ,以满足大型民用机、 战斗机等的承力结构件的设计要求 ,从而减小飞机 起落架结构重量、缩小体积、延长使用寿命、提高可 靠性. AerMet100钢就是为满足这一需求而研制成 功的新型超高强度耐蚀钢. 相对于 300M、AF1410等 超高强度钢 , AerMet100钢具有更高的综合机械性 能 [ 1 ] . 但是 ,随着综合机械性能的提升 ,其切削加工 性也更差 ,切削试验显示该材料远比 300M 钢难加 工 ,加工中表现出类似不锈钢的加工特点 ,粘刀现象 严重 ,易产生积屑瘤 ,不易断屑 ,刀具磨损严重. 目 前 ,国内还未见针对 AerMet100钢的切削性能和刀 具磨损机理的研究 ,也未见国外相关研究文献. 因 此 ,研究 AerMet100钢的切削加工性能以及刀具的 磨损、破损机理 ,对于设计和选择刀具、控制刀具磨 损、优化选取切削参数、降低加工成本和提高生产效 率具有重要的指导意义. 目前 ,涂层硬质合金刀具已获得广泛应用 [ 2 ] . Received 11 May 2009, revised 12 October 2009, accep ted 12 December 2009, Available online 28 March 2010.3 Corresponding author. Tel. : + 86 - 010 - 82316298, E - mail: Q liusmea@ buaa. edu. cn 对于高速铣削不同材料条件下的涂层硬质合金刀具 磨损破损形态及磨损机理已有深入的研究 [ 3 - 7 ] . 随 着纳米技术应用于刀具涂层 ,出现了纳米 TiA lN PVD涂层硬质合金涂层刀具 ,性能优越 ,是 1种很 有前途的刀具. 本文研究了这种新型纳米 TiA lN涂 层硬质合金刀具高速面铣削 AerMet100钢时的刀具 磨损破损形态和磨损机理. 1　实验部分 采用工具显微镜、S - 530 扫描电子显微镜 ( SEM )和能谱分析仪 ( EDS)进行观察分析. 工件材料为 AerMet100钢 ,是 1种由 C、Cr和 Mo强化的 Fe - N i - Co高合金钢 ,其中 , Co、N i含量 均高达 13% (w /w )左右 ,并含有大量的易形成碳化 物的元素 Cr、Mo,其化学成分见表 1. 工件材料的热 处理状态为正火 +高温回火 :将工件材料加热到 900 ℃, 保温 1 h后冷却至 680 ℃继续保温 8 h,空 冷至室温 ,硬度约 HRC40左右. AerMet100钢的显 微组织照片见图 1,为马氏体组织及板条界中的残 余奥氏体. 表 1　AerM et1100钢主要化学成分 Table 1 Chem ica l com ponen t of AerM et100 steel w Component C N i Cr Mo Co Fe Content/% 0. 23 11. 10 3. 13 1. 20 13. 50 70. 84 Fig. 1　M icrostructure of Aermet100 steel(1 000 ×) 图 1　AerMet100钢组织的照片 ( ×1 000) 在立式数控加工中心上开展试验 ,采用直径为 40 mm的面铣刀 ,刀片直径为 12 mm ,刀片基体材质 为钨钴硬质合金 ,牌号为 YBG202和 YBG302,前者 为超细晶粒 ,后者为细晶粒 ,涂层为 2～4μm的纳 米 TiA lN. 切削速度 v为 120～320 m /m in;每齿进给 量 fz 为 0. 1 mm;轴向切深 ap 为 1 mm;切宽 ae 为 14 mm. 所有试验采用单齿、顺铣、干切削方式. 2　结果与分析 2. 1　刀具磨损破损形态观察 在工具显微镜和扫描电镜下观察纳米 TiA lN涂 层钨钴硬质合金刀具磨损和破损形态主要包括 :前 刀面不均匀磨损、后刀面不均匀磨损、涂层材料的破 损、微崩刃、崩刃、边界沟槽磨损及贝壳状崩落等. 图 2 ( a)、( b)分别为前、后刀面磨损的 SEM照片. 2. 2　刀具磨损破损机理分析 2. 2. 1　前刀面的磨损机理 从磨损初期开始 ,涂层表面就出现明显的划痕 , 当涂层磨损、破损后 ,刀具表面的擦伤更为严重 ,见 图 3所示前刀面上的一道道沟痕 ,产生严重的磨粒 磨损. 造成磨粒磨损的原因很多. 从表 1 可知 , AerMet100钢含有大量易形成碳化物的 Cr、Mo 元素 ,总量高达 4%以上 ,并且含碳量较高 ,为碳化 151第 2 期 李广旭 ,等 :纳米 TiA lN涂层硬质合金刀具高速铣削 AerMet100钢的磨损机理 Fig. 3　M icrograph of brasion of rake face ( v = 195 m /m in, t = 2. 7 m in) , 100 × 图 3　前刀面的磨粒磨损 的显微照片 ( v = 195 m /m in, t = 2. 7 m in) , ×100 物的形成提供了驱动力. 研究表明 ,当回火温度超过 482 ℃时 ,开始出现 M2 C合金碳化物 (M为 Fe、Cr、 Mo) ,当温度超过 510 ℃时 , M2 C形成棒状颗粒 ,并 失去与基体的共格关系 ,随着温度升高进一步聚集 粗化 [ 8 - 9 ] . 因此 ,在 680 ℃高温回火过程中形成了大 量高硬度的 M2 C合金碳化物颗粒 ,这些硬质颗粒对 刀具表面起到严重擦伤作用. 此外 ,刀 -屑接触面中 的 Fe、A l在高温下氧化生成的硬质颗粒、涂层碎片 也增强刀具表面的磨粒磨损 ,加剧了涂层的磨损破 坏 , 进而对刀具基体产生剧烈擦伤. 在铣削 AerMet100钢时 ,发现切屑粘刀现象十分严重 ,见 图 4 ( a) ( v = 250 m /m in). 观察发现存在前后 2次切 削产生的切屑粘结在一起的现象 ,尤其在逆铣高速 加工时 ,多次切削产生的切屑粘结在一起 ,形成较长 的 1串切屑 ,见图 4 ( b)所示. 这种情况在试验参数 范围内随着切削速度的提高而加剧. 这种现象 表明 :较多的切屑碎片被挤压进入刀 - 屑接触摩擦 界面 ,加剧了刀具表面的擦伤. 在扫描电镜下对前刀面进一步观察分析 ,发现 前刀面上存在很多粘结物 ,尤其在边界磨损沟内存 在大量粘结物 ,见图 5. 对图 5 ( b)中 A区粘结物进 行能谱分析显示其含有大量的 Fe、N i、Cr等工件材 料元素 ,证实粘结物为 AerMet100钢 ,分析结果见表 2. 垂直于切削刃的断面的 SEM观察和能谱分析结 果显示刀具表面粘结物含高浓度 Fe元素 ,进一步证 实 AerMet100钢在切削过程中与刀具表面紧密地粘 结在一起 ,见图 5 ( c)和图 6. 导致这种严重的粘结 现象的原因为 AerMet100钢中元素 Cr的含量高达 到 3. 13% , Cr使 AerMet100钢具有粘刀的倾向. 严 重的切屑粘结导致刀 - 屑界面粘结磨损发生 ,成为 主要的磨损机理之一. 由于切削温度较高 ,在粘结磨损的同时 ,粘结层 刀 -屑接触面间元素在高温高压下发生了快速的扩 散 ,彼此进入对方 ,改变了表层化学成分的组成 ,降 低了刀具的切削性能. 由图 5 ( c)中前刀面断面的 Co线扫描结果显示刀具内 Co的含量明显上升. 这 种扩散与其他低 Co或无 Co的合金钢的扩散方向 相反 ,刀具中的 Co没有流失反而增加. 这是由于 AerMet100钢中的钴含量高达 13. 5% ,而刀具中的 Co含量小于 12% ,从而引起切屑中的 Co在高温作 用下向刀具中扩散的现象. 对图 5中的 B区和 C区能谱分析显示存在大 量的氧元素 ,证明渗入摩擦面间的空气中的氧在高 温下与刀具表面的元素发生了氧化反应 ,见表 2. 其 中 , B区未检测到涂层材料 ,除了少量的 Fe、Cr、Mo 等 AerMet100钢中的部分元素外 ,其余均为刀具基 体材料 ,表明 W、Co元素与 O发生了化学反应 ,破 坏了刀具的组成 ,加速了刀具的磨损 ;而 C区同时 251 摩 　擦 　学 　学 　报 第 30卷 检测到涂层中的 A l元素和刀具基体材料 ,由于 A l 与 O的亲合力极强 ,因而在刀具表面生成了致密的 惰性 A l2 O3 薄膜组织 ,减弱了基体元素的氧化和扩 散速度 ,提高了刀具表面的抗磨损能力. 此外 ,图 6 显示高浓度 O和 A l元素的存在 ,从而表明刀 - 屑 接触面间发生了氧化反应 ,生成了致密的惰性 A l2O3 薄膜组织 ,减缓了扩散磨损和氧化磨损 ,提高 了刀具表面耐磨性. 351第 2 期 李广旭 ,等 :纳米 TiA lN涂层硬质合金刀具高速铣削 AerMet100钢的磨损机理 表 2　图 5中 A～E区能谱分析结果 Table 2　ED S results of A～E reg ion s in F ig. 5 Component A region w x B region w x C region w x D region w x E region w x O 1. 14 3. 91 56. 93 91. 75 56. 85 87. 36 78. 11 93. 19 47. 17 85. 86 A l - - - - 1. 48 1. 35 1. 69 1. 20 0. 24 0. 26 Ti 0. 14 0. 16 - - - - - - - 0. 37 - 0. 23 Cr 2. 84 3. 00 0. 93 0. 46 5. 47 2. 59 7. 20 2. 64 0. 16 0. 09 Fe 73. 93 72. 67 1. 05 0. 48 8. 19 3. 61 5. 20 1. 78 5. 66 2. 95 Co 11. 06 10. 30 4. 85 2. 12 4. 61 1. 92 1. 08 0. 35 10. 41 5. 14 N i 10. 29 9. 62 - - - - 0. 45 0. 15 - 0. 09 - 0. 05 Mo 0. 60 0. 34 0. 83 0. 22 0. 33 0. 09 0. 49 0. 10 0. 92 0. 28 W - - 35. 42 4. 97 23. 07 3. 08 5. 78 0. 60 35. 90 5. 69 在切削过程中 ,切削刃受到的冲击、挤压、剪切作用 最大 [ 10 ] . 此外 ,断续切削产生了很强的高频机械冲 击和热冲击. 在冲击、挤压、剪切的综合作用下 ,切削 刃及附近涂层开始出现破损 ,随后切屑直接作用于 涂层的横断面上 ,继续冲击涂层 ,导致涂层剥落逐渐 沿前刀面向内延伸扩展. 对图 5 ( d)中的 D、E区进 行能谱分析见表 2. D区域发现了基体元素 W 和涂 层元素 A l均较多 ,而 E区域则发现大量的基体元素 W和很少量的 A l,证明涂层从刀具基体剥落下来 , 但剥落的位置存在差异 , D区域的剥落偏涂层一侧 , 而 E区域的剥落更接近基体一侧. 早期的涂层破损 主要是由于机械冲击产生的应力大于涂层与基体材 料的结合强度造成的 ,随后在高周期热 - 机械耦合 应力作用下 ,涂层结合部位的疲劳强度下降 ,也造成 涂层的剥落. 在扫描电镜下观察前刀面 ,可以发现在前刀面 形成了自切削刃开始向前刀面延伸的倾斜磨损凹 面 ,见图 7. 其原因是由于高速切削时刀 - 屑接触长 度短 ,作用在前刀面的高温区域十分接近切削刃 ,同 　　 Fig. 7　M icrographs of oblique wear concave on rake face ( v = 120 m /m in, t = 65 m in) 图 7　前刀面倾斜磨损 凹面的 SEM照片 ( v = 120 m /m in, t = 65 m in) 时 ,切削力也集中作用切削刃附近 ,导致该区域的粘 结、氧化和扩散磨损最为剧烈. 在粘结、氧化、扩散与 磨粒磨损共同作用下 ,切削刃附近前刀面与后刀面 磨损带之间形成倾斜凹面. 2. 2. 2　后刀面的磨损机理 由于 AerMet100钢具有很高的弹性恢复能力 , 同时材料导热性很差造成后刀面切削温度也很高 , 工件材料中 M2 C合金碳化物在高温塑性变形中进 一步聚集粗化 ,与前刀面的磨粒磨损一样 ,这些碳化 物与其他切削中产生的氧化物硬质颗粒、微屑块和 刀具碎片共同对后刀面产生强烈的擦伤作用 ,见图 8,导致了严重的磨粒磨损. 对图 8 ( b)中的 F、G区进行能谱分析 ,见表 3. F 区的粘结物为 AerMet100钢 ,其中含有少量的 O、 A l、Ti元素 , G区除了大量的 Co、W 元素外 ,还发现 了少量的 O、Fe元素. 对图 5 ( c)所示刀具断面后刀 面线扫描结果见图 9,从图中也可以发现在后刀面 和刃口上存在 1层粘结物与后刀面紧密粘结在一 起 ,能谱线扫描显示其极高的铁含量 ,证实其为 AerMet100钢 ,进一步证实了后刀面粘结磨损的发 生. 此外 ,线扫描还发现粘结层中存在较高含量的 O 元素 ,未发现涂层元素 A l和 Ti,证明氧与刀具基体 元素 W、Co和 AerMet100钢中的元素发生了氧化反 应 ,前者造成后刀面的氧化磨损 ,后者生成的氧化物 硬质颗粒加重后刀面的磨粒磨损. 2. 2. 3　边界沟槽的磨损破损 从图 2可知 ,前、后刀面磨损破损非常不均匀 , 最严重的部位是已加工表面附近的边界沟槽磨损. 相对于其他参与切削的刀具部位 ,该部位承受更大 的应力和更高的温度 ,空气中的氧更易进入切削区 , 因而粘结磨损、扩散磨损和氧化磨损最为严重. 此 外 ,在高速铣削中产生强烈的周期性的机械冲击和 451 摩 　擦 　学 　学 　报 第 30卷 表 3　图 8中 F区、G区能谱分析结果 Table 3　ED S results of F, G reg ion s in F ig. 8 Component F region w x G region w x O 1. 14 3. 91 18. 73 65. 46 A l - - - - Ti 0. 14 0. 16 - - Cr 2. 84 3. 00 - - Fe 73. 93 72. 67 2. 46 2. 47 Co 11. 06 10. 30 12. 57 11. 92 N i 10. 29 9. 62 - - Mo 0. 60 0. 34 - - W - - 66. 24 20. 15 热冲击是造成该处的疲劳破损的重要原因 ,存在贝 壳状剥落的现象. 在上述因素的综合作用下 ,形成了 严重的边界沟槽磨损. 高速切削时磨损沟槽处后刀面磨损带宽的发展 速度要远高于其他部位的后刀面磨损带 ,见图 8,当 其达到磨钝 标准 excel标准偏差excel标准偏差函数exl标准差函数国标检验抽样标准表免费下载红头文件格式标准下载 时 ,其他部位的磨损还不及其一半. 随着切削速度的升高 ,边界沟槽磨损带宽的发展速 度较之其他磨损部位更快. 2. 3　切削性能分析 本文选用的 2种不同牌号的纳米 TiA lN涂层硬 质合金刀具 YBG202、YBG302进行耐用度对比试 验 ,刀具基体的晶粒粗细不同 ,前者为超细晶粒 ,后 者为细晶粒. 显微硬度测试显示 YBG202的基体硬 度约为 HV1723, YBG302的基体硬度约为 HV1394. 图 10是 2种刀具的 t - v曲线 ,从曲线可以看出 :铣 削速度小于 196 m /m in时 YBG202切削 AerMet100 钢 的切削性能要优于 YBG3 0 2 ; 铣削速度大于 Fig. 9　EDS spectra of selected elements on sectioned flank face 图 9　刀具后刀面 Fe、O、W、Co元素的线扫描 551第 2 期 李广旭 ,等 :纳米 TiA lN涂层硬质合金刀具高速铣削 AerMet100钢的磨损机理 196 m /m im 时 YBG302切削 AerMet100钢的切削性 能要优于 YBG202. 这主要是由于 YBG202基体材料 耐磨性要优于 YBG302,在相对较低的切削速度下 , 耐磨性好的刀具显示出较高的刀具寿命 ;但随着切 削速度的上升 ,机械冲击和热冲击越来越强烈 ,韧性 较高的 YBG302刀具表现出了较长的寿命. Fig. 10　Relationship between t and v of nano - TiA lN coated tools 图 10　纳米 TiA lN涂层硬质合金刀具的 t - v曲线 3　结论 a. 　纳米 TiA lN涂层钨钴硬质合金刀具高速铣 AerMet100钢时 ,刀具的主要磨损和破损形态包括 : 前刀面不均匀磨损、后刀面不均匀磨损、涂层材料的 破损、微崩刃、边界沟槽磨损以及贝壳状崩落. 高速 铣削时边界沟槽磨损加剧是刀具快速磨损达到磨钝 标准的原因. b. 　纳米 TiA lN 涂层硬质合金刀具高速铣削 AerMet100钢的磨损机理主要是磨粒磨损、粘结磨 损、氧化磨损和扩散磨损. c. 　纳米 TiA lN 涂层硬质合金刀具铣削 AerMet100钢时 Co的扩散方向与切削其他低 Co或 无 Co材料方向相反 ,刀具表面中的 Co不但没有扩 散流失 ,反而增加. 4　致谢 本研究得到航空支撑 计划 项目进度计划表范例计划下载计划下载计划下载课程教学计划下载 项目 (62001060106) 的资助 ,在此表示感谢. 参考文献 : [ 1 ]　万如. AerMet100 - 极好综合性能的超高强度钢 [ J ]. 北京航 空航天大学学报 , 1996, 22 (6) : 639 - 644 ( in Chinese) [W an R. Aermet100 ultra high strength steel with the unique combination of p roperties [ J ]. Journal of Beijing University of Aeronautics and A stronauticS, 1996, 22 (6) : 639 - 644 ]. [ 2 ]　L i Y S, Deng J X, Zhang H, et al. W ear mechanism of cemented carbide tool in high speed machining Titanium A lloy ( Ti - 6A l - 4V ) [ J ]. 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