面向切削刀具的物理氣相沉積涂層回顧與展望

王啟民，彭 濱，許雨翔

（1.廣東工業(yè)大學 機電工程學院, 廣東 廣州 510006；2.高性能工具全國重點實驗室, 廣東 廣州 510006）

近三十年來，隨著機床結構剛性、數(shù)控技術、刀具設計以及表面涂層技術的不斷發(fā)展，針對難加工材料高速切削加工的技術優(yōu)勢日益凸顯。切削速度的提升直接帶來加工效率的大幅增加，且切削過程中大量切削熱被高速排出的切屑帶走，有利于減少工件的內(nèi)應力與熱變形；高切削速度使刀具激振頻率與機床固有低階頻率錯開，可以有效避免共振現(xiàn)象的產(chǎn)生，具有保證加工精度與提升表面質(zhì)量等一系列優(yōu)點[1-2]。但在實際切削加工過程中，存在切削力大、切削溫度高、刀具磨損快等問題，高速高效切削加工刀具的性能提高很大程度上依賴于刀具涂層的發(fā)展。

為滿足現(xiàn)代制造業(yè)對高速高效高精度切削加工的需求，世界各國對刀具涂層技術發(fā)展日益重視；我國刀具涂層技術經(jīng)過多年發(fā)展，目前正處于關鍵時期，即國內(nèi)刀具涂層裝備和技術在結構外形和部分功能上已經(jīng)基本趕上國外技術，但缺乏對關鍵核心問題和技術的理解，導致與國外先進刀具涂層技術始終保持一定差距。本文將對用于高速高效切削刀具的物理氣相沉積(Physical Vapor Deposition,PVD)涂層和技術進行綜述，對關鍵核心科學和技術問題進行闡述和總結。本文列舉了氮化物、硼化物和氧化物等具有代表性的PVD硬質(zhì)涂層的研究和應用近況，展望了學術界和工業(yè)界未來的關注重點和發(fā)展方向，以使其工藝和涂層更符合高速高效切削涂層刀具發(fā)展的要求。

1 金屬切削對刀具涂層的要求

如圖1，刀具在切削過程中刀尖發(fā)生強烈變形和擠壓摩擦，切屑的形成過程涉及剪切區(qū)域的塑性形變，在刀具上產(chǎn)生切削熱和接觸應力，刀具受到磨粒和黏著磨損，前后刀面依次出現(xiàn)切入?yún)^(qū)、黏附區(qū)和滑動摩擦區(qū)，被加工材料黏附冷焊和摩擦磨損導致刀刃磨損失效[3-4]。刀具涂層切削過程中被加工材料在涂層前后刀面上黏附、磨損、氧化、破碎，導致刃口涂層的快速失效(圖2)；在高速精密切削中，圓弧刀尖所占厚度比例加大，高壓變形和擠壓摩擦加劇，斷刃和涂層剝落嚴重；滑動摩擦速度大幅加快，溫度升高，導致前后刀面快速磨損；難加工材料會進一步加速刀具磨損[5-7]。

圖1 實際刀具受力及摩擦示意圖Fig.1 Schematic diagram of actual tool forces and friction

圖2 刀具涂層應用過程中黏結、磨損和刃口破碎圖片；(a) 二次電子SEM圖片，(b) 背散射SEM圖片，(c) 截面背散射SEM圖片[5]Fig.2 Images of bonding, wear, and edge fracture during tool coating application process, (a) Secondary electron SEM image, (b) Backscattered SEM image, and (c) Crosssection backscattered SEM Image[5]

硬質(zhì)涂層的任務是為切削刀具基體提供磨損保護和熱防護，對涂層的具體要求取決于切削工藝、參數(shù)和被加工材料的選擇。在連續(xù)切削過程中(如車削)，刀-屑(刀刃-切屑)、刀-工(刀刃-工件)接觸區(qū)域通常會達到較高溫度，具有低熱導率的厚涂層(5～20 μm)被認為有利于車削應用，它們?yōu)榈毒呋w提供熱屏障，讓產(chǎn)生的熱量被轉(zhuǎn)移到切屑中，從而降低刀具刃口的熱負荷，阻止或延緩刀具刃口的塑性變形[8]；但對于導熱系數(shù)低的工件材料，接觸熱通過切屑轉(zhuǎn)移出去的能力較弱，造成接觸表面溫度高和刀具表面很大的熱梯度，這就需要導熱系數(shù)較高的涂層來從接觸區(qū)域散去熱量[9]，在切削難加工材料時，垂直表面導熱率低、平行表面導熱率高的刀具涂層是較優(yōu)設計。在斷續(xù)切削中，例如銑削工藝，熱量不會連續(xù)產(chǎn)生，因此接觸面溫度低于連續(xù)切削，但循環(huán)的應力和熱載荷會導致切削刃產(chǎn)生疲勞破損[9]，通常具有殘余壓應力的薄涂層(3～5 μm)適合此類應用，如PVD涂層。在鈦合金等有色合金的切削加工中，被加工材料黏附于刀具表面，是刀具涂層失效的主要原因之一。

2 刀具涂層材料

硬質(zhì)涂層性能與其化學鍵成分有關(如圖3[10])，分共價鍵為主的超硬涂層(金剛石、立方氮化硼等)、離子鍵為主的惰性涂層(氧化鋁、氧化鉻等)、金屬鍵和共價鍵混合的硬韌涂層(氮化鈦、硼化鈦等)，化學鍵的性質(zhì)決定涂層力學、化學性能，影響涂層與基體的結合力；涂層材料以單層或者多層、納米多層/納米復合結構組成刀具涂層，在實際刀具涂層設計中，為改善與基體的界面結合及調(diào)控涂層的元素擴散、應力分布、承載能力和表面功能性等，會考慮多層的涂層設計。

圖3 刀具涂層材料化學鍵和常見組織結構示意圖[10]Fig.3 Schematic diagram of chemical bonds and common microstructures in tool coating materials [10]

圖4總結了刀具涂層材料的發(fā)展歷程，刀具涂層技術分為化學氣相沉積(Chemical Vapor Deposition,CVD)和物理氣相沉積(PVD)。最早商用的刀具涂層為CVD-TiC涂層[11]，隨后TiN、TiCN和Al2O3涂層也相繼投放市場[12]；上世紀80年代PVD涂層(TiN、TiC)首次在高速鋼鉆頭上成功應用[13]；隨著切削速度的提升和難加工材料的使用，刀具服役條件日益嚴苛，TiN、TiC涂層的高溫性能已不能滿足加工需要，1986年，Wolf-Dieter等[14]在TiN涂層中添加Al元素制備了Ti0.5Al0.5N涂層，涂層的起始氧化溫度從TiN的500～550 ℃提升至700～800 ℃，鉆削不銹鋼時壽命較TiN增加了至少兩倍，自此PVD涂層引起廣泛關注，研發(fā)呈井噴趨勢。相比于CVD，PVD具有顯著的優(yōu)點：涂層種類多，沉積溫度較低，適用于大多數(shù)刀具基體材料，目前已發(fā)展出了多種元素、多種結構(多層、納米多層、納米復合)、多材料(氮化物、硼化物、氧化物)的PVD刀具涂層。下面將以基于PVD技術制備的氮化物、硼化物和氧化物材料分類總結和闡述刀具涂層的設計理念和研究進展。

圖4 刀具涂層的發(fā)展歷程Fig.4 Development history of tool coatings

2.1 氮化物刀具涂層

氮化物刀具涂層材料經(jīng)歷二元(TiN、CrN)→多元(TiAlN、CrAlN等)→納米多層(如TiAlN/TiN)→納米復合結構(TiSiN、TiAlSiN等)的發(fā)展[15]。在刀具涂層的發(fā)展中，多元合金化、納米多層和納米復合是涂層強韌化，提升高溫性能、摩擦學性能的重要手段。

多元刀具涂層的典型代表是TiAlN涂層，Al的引入使涂層的硬度和抗氧化性顯著提升，并具有優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性，目前TiAlN涂層已廣泛用于切削刀具的表面防護，常見的涂層成分有：Ti0.5Al0.5N、Ti0.4Al0.6N和Ti0.33Al0.67N。CrAlN涂層作為多元涂層的另一典型代表，更適用于對韌性和抗氧化性要求較高的場景，其Al的原子分數(shù)可達到70%依然保持單相面心立方(FCC)結構[16]。目前研究者在TiAlN和CrAlN涂層的基礎上加入V、Nb、Ta、Mo、W等元素開發(fā)了更多種類的多元涂層，例如，在TiAlN中引入Cr元素既能提高涂層的抗氧化性能和摩擦性能，又能減少刀具的黏附和磨損[17]；V元素可在摩擦過程中生成具有潤滑作用V2O5相，有利于降低涂層的摩擦系數(shù)，提高耐磨性[18]；添加Ta元素可提高涂層的高溫硬度和熱穩(wěn)定性[19]；多種元素共同添加可以協(xié)同提高涂層的高溫穩(wěn)定性、抗氧化性和高溫摩擦性能等。Lembke等[20]研究表明Cr和Y元素共同添加能明顯改善TiAlN涂層的高速干式切削性能。Aninat等[21]研究發(fā)現(xiàn)TiAlTaYN涂層在氧化過程中能夠形成獨特的混合氧化物結構，表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫抗氧化性。筆者通過Cr和Ta的共合金化添加成功實現(xiàn)了TiAlN涂層熱穩(wěn)定性和抗氧化性的協(xié)同提升[22]。

納米多層結構基于1970年Koehler提出的材料增強理論，1978年在Al/Cu和Al/Ag等納米多層體系得到實驗驗證[23]。1987年Helmersson等[24]在單晶MgO基體上構建的TiN/VN納米多層涂層表現(xiàn)出5 560 kg/mm2的硬度，比傳統(tǒng)單層TiN和VN涂層高出一倍；上世紀90年代中期起納米多層涂層已在切削刀具成功應用[25]。Li等[26]通過交替沉積TiAlN和CrAlN制備的TiAlN/CrAlN納米多層涂層，硬度高達～38.2 GPa，且具良好的熱穩(wěn)定性和抗氧化性，在車削和銑削加工中表現(xiàn)明顯優(yōu)于單層涂層。而Xu等[27]通過減少TiAlN/ZrN納米多層涂層的調(diào)制比時，實現(xiàn)層間界面結構從非共格到共格的轉(zhuǎn)變，獲得硬度提升。一般而言，納米多層涂層由兩種或者兩種以上具有不同成分或結構的單層涂層交替沉積而成，納米多層涂層存在一個最優(yōu)的調(diào)制周期和調(diào)制比使涂層的力學性能達到最大值，如AlTiN/AlCrSiN涂層的調(diào)制周期為8.3 nm時具有最優(yōu)的硬度和耐磨性[28]；通過改變調(diào)制層的組分、調(diào)制周期和調(diào)制比，可靈活調(diào)控涂層的結構和性能以適應不同的應用場景。

MeSiN(Me=Ti、Cr、TiAl、CrAl等)涂層基于熱力學相分離產(chǎn)生納米尺寸的晶粒被非晶相包裹的納米復合結構[29](圖5)，硬度顯著高于傳統(tǒng)涂層且高溫性能優(yōu)異，Veprek報道出80～105 GPa的超高硬度，盡管后人無人能夠重復如此高硬度，但納米復合結構涂層硬度達到40 GPa已經(jīng)遠高于傳統(tǒng)涂層，特別在高溫下可以保持高硬度，是一類很有發(fā)展前途的刀具涂層材料[30]。學者們采用多種工藝制備MeSiN涂層，獲得了性能明顯優(yōu)于傳統(tǒng)涂層的納米復合涂層，部分已在刀具涂層產(chǎn)業(yè)獲得應用[31-34]。

圖5 MeSiN納米復合涂層微觀組織結構示意圖[29]Fig.5 Schematic diagram of the microstructure of MeSiN nanocomposite coatings [29]

固溶強化和調(diào)幅分解產(chǎn)生的共格界面強化是多元氮化物涂層常用的增強方式[22,35]，在MeSiN涂層中添加其他元素可進一步提高涂層硬度和性能，Chen[36]、Fu[37]等在TiSiN和CrSiN中加入Al和Mo金屬元素，獲得35.5～42.4 GPa高硬度的納米復合涂層；Wu[38]、Gu[39]在TiAlSiN基礎上加入非金屬元素B和C，也獲得了明顯的硬度增強。但總體而言，納米晶內(nèi)固溶強化機理尚不清楚，納米晶析出結構和共格強化也缺乏研究。納米孿晶也是一種可能的增強方式。雖然氮化物涂層因?qū)渝e能較高不易產(chǎn)生孿晶，但Xu[40]和Chen[41]通過等離子體參數(shù)調(diào)控制備出納米孿晶結構的TiN涂層和CrN/AlN多層涂層，獲得硬度增強。

2.2 硼化物刀具涂層

過渡金屬硼化物和過渡金屬硼氮化物是極具潛力的刀具涂層，并被證實在鈦合金、鋁合金以及碳纖維增強塑料的加工場合中具有優(yōu)異的切削性能，然而相對于過渡金屬氮化物和碳化物在理論和實驗上較多的研究，硼(氮)化物作為刀具涂層研究明顯較少，限制硼(氮)化物刀具涂層廣泛應用的最大難題是其力學性能不穩(wěn)定、脆性大、低基體結合力和較低的氧化起始溫度。硼化物M-B為本征硬質(zhì)材料，其高硬度來源于B-B共價鍵和共價鍵占優(yōu)的M-B混合化學鍵，M和B原子軌道的雜化作用影響M-B材料的本征硬度、脆性等力學性能及界面潤濕性能，沉積等離子體影響的B元素含量和多元固溶摻雜可改變化學鍵特性，進而調(diào)控涂層性能[9,42-43]；磁控濺射的M-B涂層中，過量B偏析于晶界形成團簇柱狀納米復合結構[44-45]，M-B涂層中引入N組元可生成MB、MN納米晶，硬質(zhì)h-BN或軟質(zhì)a-BN相，金屬元素(Al、Cr、Ta等)偏析于晶界也會形成納米復合結構，涂層硬度、韌性、殘余應力和抗氧化性受顯微組織結構影響[46-48]。

硼化物涂層力學性能不穩(wěn)定的原因在于B元素的沉積產(chǎn)額和能量分布不易控制，B原子較輕，濺射粒子間的質(zhì)量差異、逸散角度、離子能量分布等影響涂層性能，但相關機理尚不清晰。Neidhardt等[45]揭示濺射沉積TiBx時B+優(yōu)先沿靶材法線方向運動，易出現(xiàn)過化學計量比；Petrov等[49]提出了外磁場牽引離子束流可對TiBx化學計量比進行調(diào)控；吳等[50]通過降低高功率脈沖磁控濺射(High Power Impulse Magnetron Sputtering, HiPIMS)的脈沖寬度提高Ti離化降低B/Ti比；但涂層性能精細調(diào)控機理尚不清晰。有關TiBx涂層的力學性能也存在爭議，Mayrhofer等[44]發(fā)現(xiàn)過量B偏析于晶界可生成團簇柱狀納米復合結構，可提高涂層硬度，如圖6，涂層表現(xiàn)出超高硬度和高溫下的穩(wěn)定性；Petrov[49]和吳等[50]認為TiBx涂層可通過降低B/Ti比降低內(nèi)應力，改善涂層韌性和高溫抗氧化性。

通過第三元素置換固溶和生成納米復合結構可改變涂層斷裂韌性和優(yōu)化高溫性能。Bakhit等[51]采用HiPIMS-DCMS復合技術制備(TixHf1-x) B2涂層，發(fā)現(xiàn)多元涂層致密性、硬度更優(yōu)，并發(fā)現(xiàn)在(ZrxTa1-x) By涂層中存在溫度升高相分解的時效硬化現(xiàn)象[48]；Hahn等[52]結合第一原理計算和涂層沉積實驗，獲得兼具超高硬度(41～45 GPa)和高韌性(3.0～3.7 MPa·m-1/2)的(WxTa1-x) B2涂層。當金屬靶材和硼化物靶材共沉積時，將降低硼化物中B含量，優(yōu)化涂層韌性，如TiB2-Ti涂層[53]。在TiB2中引入N元素制備TiBN納米復合涂層可改善韌性、抗氧化性并降低殘余應力，但隨著N含量增加，N易與B結合，出現(xiàn)軟質(zhì)a-BN相，導致涂層力學性能急劇下降[50]，TiBN納米復合涂層的相組元調(diào)控仍有難度，受沉積等離子體影響。

2.3 氧化物刀具涂層

氧化物刀具涂層以氧化鋁為代表，由離子鍵構成，在高溫下具有較高的硬度、良好的化學穩(wěn)定性以及優(yōu)異的抗磨損性能，是理想的刀具涂層材料。目前，用于切削加工的氧化鋁涂層主要是CVD合成的剛玉型α-Al2O3。PVD制備氧化物涂層時沉積溫度大多在350～650 ℃，極大地拓寬了基體材料的選擇范圍，涂層產(chǎn)生的壓應力能有效抑制裂紋的產(chǎn)生，因此PVD氧化物涂層近來受到了廣泛關注。

目前，研究人員利用PVD技術制備了多種氧化物涂層(如ZrO2、Cr2O3[54-55]、Al2O3、Al-Ti-O等)并對其結構和性能進行了深入的研究，但用于切削加工領域的氧化物仍以Al2O3基為主。電弧離子鍍技術離化率高、沉積粒子能量強，更有利于Al2O3涂層的形核結晶，但涂層表面會產(chǎn)生大量“液滴”缺陷，通過磁過濾技術可減少涂層表面“液滴”[56]。Rosén等[57]利用磁過濾陰極弧蒸發(fā)技術在700 ℃下制備出了以α相為主的Al2O3涂層，Brill等[58]研究了沉積離子能量對涂層物相結構的影響，通過增加偏壓提高沉積離子的能量可降低α相的結晶溫度。Cheng等[59]利用射頻技術濺射α-Al2O3靶材在550 ℃下制備了具有剛玉型結構的Al2O3涂層。靶材毒化是PVD技術沉積氧化鋁涂層的重要難題[60]，Bobzin等[61]通過改變O2流量制備Al2O3涂層，發(fā)現(xiàn)高速率沉積理想化學計量比的Al2O3涂層需將靶材控制在金屬模式和中毒模式間的過渡區(qū)域工作。雙極脈沖濺射技術在濺射周期內(nèi)濺射靶有一半的時間被施加反向電壓充當陽極，使表面累積的電荷充分釋放，抑制了靶面打弧和毒化，避免陽極消失效應的產(chǎn)生[62]。Fietzke等[63]利用雙極脈沖磁控濺射制出了剛玉結構的Al2O3涂層，硬度可達22 GPa；Zywitzki等[64]利用該方法制備了Al2O3涂層并研究沉積溫度對涂層結構的影響，當沉積溫度為330、480和760 ℃時，涂層分別為非晶結構、γ相為主和α相Al2O3。高功率脈沖磁控濺射(HiPIMS)利用低的占空比(0.5%～10.0%)和高的峰值功率大幅提高靶材的離化率(>50%)，可制備出結構致密、性能優(yōu)異的涂層[65]。Wallin等[66]發(fā)現(xiàn)利用HiPIMS制備Al2O3時可抑制甚至消除遲滯效應，實現(xiàn)對靶材濺射狀態(tài)的精準調(diào)控，提高工藝的穩(wěn)定性。Selinder等[67]利用HiPIMS在650 ℃的溫度下成功制備了α-Al2O3涂層并展現(xiàn)出優(yōu)異的切削性能。Bobzin等[68]對比了高功率脈沖磁控濺射(HiPIMS)和中頻磁控濺射(Medium Frequency Magnetron Sputtering, MFMS)制備的γ-Al2O3涂層，發(fā)現(xiàn)HiPIMS的Al2O3涂層結構更加致密，在高溫空氣環(huán)境中具有更強的熱穩(wěn)定性，銑削ENGJS-700-2鋼材時壽命提升了至少1倍。然而，HiPIMS沉積涂層時，由于高的靶材電壓會反向吸引靶材濺射出的離子，導致沉積速率較低，限制了其在工業(yè)中的應用。

PVD低的沉積溫度(350～650 ℃)無法為α-Al2O3的形核結晶提供足夠的能量，導致涂層大多由非晶或者γ相構成。氧化鋁除了α相結構外還有γ、δ、η、θ、κ、χ等多種亞穩(wěn)結構，這些亞穩(wěn)相在服役過程中易發(fā)生相變，影響切削的穩(wěn)定性；降低α-Al2O3相的沉積溫度成為加快氧化鋁基涂層工業(yè)化應用的關鍵。α-Cr2O3和α-Al2O3同屬空間群，具有相同的晶體結構和相似的晶格常數(shù)(二者的晶格常數(shù)a和c分別相差～4.2%和～4.6%)，且α-Cr2O3可在較低溫度下獲得，利用α-Cr2O3作為結構模板可促進α-Al2O3的形核，有望實現(xiàn)低溫下沉積剛玉型結構涂層[69]。Jin等[70]利用射頻濺射在400 ℃下Cr2O3層上沉積Al2O3，發(fā)現(xiàn)層間的模板效應產(chǎn)生外延生長使涂層呈現(xiàn)出剛玉結構。然而，利用Cr2O3的模板作用促進α-Al2O3結晶受到多種因素的影響。Ashenford等[71]通過實驗和理論計算研究了點缺陷對Cr2O3和Al2O3生長的影響，發(fā)現(xiàn)僅缺陷濃度較低時涂層由α相構成；Eklund等[72]研究了Cr2O3生長取向?qū)l2O3結構的影響，發(fā)現(xiàn)取向的Cr2O3模板層更有利于α-Al2O3產(chǎn)生。Anderesson等[73]利用Cr2O3模板層制備Al2O3時發(fā)現(xiàn)沉積過程中氧壓對涂層的物相結構有著明顯的影響，分壓較低或者較高時均無法獲得α-Al2O3。此外，Cr2O3模板外延生長只能得到一薄層的α-Al2O3，Al2O3厚度增加時仍以非晶或各種亞穩(wěn)相存在。

在氧化鋁涂層中引入Cr元素制備(Cr, Al)2O3涂層也是一種獲取剛玉型氧化物涂層的有效方法。(Cr, Al)2O3涂層的結構和性能與沉積技術、涂層成分、沉積粒子能量等密切相關。Diechle等[74]通過濺射拼接靶材在500 ℃下制備了不同成分的(Cr1-xAlx)2O3(0.1≤x≤0.27)，發(fā)現(xiàn)所有涂層均為剛玉型結構，Cr含量減小時涂層晶粒尺寸減小，結晶度下降。200～300℃的沉積溫度下隨著涂層中Cr含量減小，涂層從剛玉型結構轉(zhuǎn)變?yōu)榉蔷ЫY構[75]。利用磁控濺射制備(Cr, Al)2O3涂層時，較低的沉積速率是制約其工業(yè)化應用的重要因素。陰極弧蒸發(fā)沉積過程中，靶材表面容易生成絕緣的氧化物，影響靶材的燒蝕以及弧光放電的穩(wěn)定。Ramm等[76]基于脈沖陰極弧蒸發(fā)發(fā)展了P3eTM技術，有效抑制了靶材的毒化，實現(xiàn)了α-(Cr, Al)2O3涂層的穩(wěn)定沉積，該項工作推動了陰極弧蒸發(fā)(Cr, Al)2O3涂層的工業(yè)化進程。Koller等[77]利用陰極弧蒸發(fā)沉積了不同Cr含量的(Cr, Al)2O3涂層，發(fā)現(xiàn)富Al的涂層由剛玉結構和立方結構兩相構成，而富Cr的涂層則為單相的剛玉結構。Dalbauer等[78]發(fā)現(xiàn)增加O2流量時O元素優(yōu)先聚集在柱狀晶晶界處，涂層呈現(xiàn)出細小的等軸晶結構，當O2流量充足時可以獲得化學計量比的(Cr, Al)2O3，隨著Cr量升高涂層由亞穩(wěn)的立方相轉(zhuǎn)變?yōu)閯傆窠Y構。

涂層的微觀結構和性能很大程度上取決于到達基體上的離子動能，通過提升偏壓增強離子轟擊可改變涂層的微觀結構和應力狀態(tài)。但制備(Cr, Al)2O3等導電性較差的涂層時，為防止電荷的積累以及隨著時間推移涂層質(zhì)量的下降，通常使用脈沖或者射頻偏壓。Balazer公司推出(Cr, Al)2O3涂層的專用P3eTM技術搭載了雙極脈沖偏壓[76]。Koller等[79]在-60至-160 V的范圍內(nèi)調(diào)控基體偏壓制備了(Cr0.3Al0.7)2O3涂層并對其結構和性能進行了系統(tǒng)的研究，隨著基體偏壓的增加涂層殘余應力從拉應力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯Γ捕葟?2.5 GPa升高到25 GPa。然而，Najafi等[80]認為沉積過程中高能沉積粒子的轟擊效應會導致涂層內(nèi)部產(chǎn)生大量空位，有利于FCC結構的形成。Koller等[81]利用第一性原理計算結果指出由空位和間隙對組成的弗蘭克缺陷有利于(Cr, Al)2O3中產(chǎn)生立方相。

其他元素添加對(Cr, Al)2O3涂層的相結構和性能也有影響。Koller等[82]研究了Fe元素對陰極弧蒸發(fā)的(Cr0.3Al0.7)2O3涂層微觀結構的影響，發(fā)現(xiàn)Fe的合金化添加可促進(Cr0.3Al0.7)2O3涂層中α相的產(chǎn)生。Paulitsch等[83]發(fā)現(xiàn)Si元素的摻入可抑制靶材表面島狀氧化物的產(chǎn)生，提高靶材燒蝕的穩(wěn)定性，但Land?lv等[84]發(fā)現(xiàn)Si元素會在“液滴”內(nèi)富集，其添加導致涂層硬度下降。Liu等[85]的計算結果表明Si有利于穩(wěn)定立方相，Ti、Mn、V、Y等元素固溶到(Cr, Al)2O3中有利于形成穩(wěn)定的剛玉型固溶體。B元素表現(xiàn)出與Si類似的作用，可細化晶粒，促進立方相的生成，抑制亞穩(wěn)態(tài)立方相的相變，提高涂層的高溫穩(wěn)定性[86]。

采用多元多層的設計有利于調(diào)控氧化鋁基涂層的結構和性能。Koller等[87]通過基體在不同成分的靶材前周期性的旋轉(zhuǎn)構建了調(diào)制周期為～60 nm的(Cr, Al)2O3/(Al, Cr,X)2O3納米多層涂層(X=Fe、Si、B)。如圖7所示[88]，單層富Al的(Al, Cr)2O3和(Al, Cr, Fe)2O3涂層由六方結構(α 相)和亞穩(wěn)的立方結構混合而成，(Al, Cr, Si)2O3和(Al, Cr, B)2O3則由非晶相和立方相構成。在富Cr的(Cr0.75Al0.25)2O3層的模板作用下，幾種納米多層均表現(xiàn)為結晶良好的剛玉結構。其結構和性能可以通過單層厚度和成分進行調(diào)控。

圖7 (a)(Al, Cr, X) 2O3基單層以及(Cr0.75Al0.25) 2O3/(Al, Cr, X) 2O3多層的涂層的XRD圖譜和(b)涂層生長的結構示意圖[88]Fig.7 (a) XRD patterns of (Al, Cr, X) 2O3-based single layer and (Cr0.75Al0.25) 2O3/(Al, Cr, X) 2O3 multilayer coatings, and (b) Schematic diagram of coating growth structure [88]

2.4 氮化物/氧化物復合刀具涂層

現(xiàn)代切削加工中刀具會遭受到較大的機械載荷和溫度載荷，要實現(xiàn)氧化物涂層的切削應用，除了對涂層的結構和性能進行優(yōu)化調(diào)控外，還需要保證涂層與刀具基體具備良好的結合力。CVD Al2O3涂層主要是采用TiN或TiCN作為過渡層來提供涂層與刀具基體之間良好的附著力，PVD氧化物涂層與硬質(zhì)合金刀具基體的物理性質(zhì)存在巨大差異，也需引入合適的過渡層來解決涂層與刀具基體結合的問題。?strand等[89]利用PVD技術構建的TiN/Al2O3在車削工具鋼時切削壽命明顯高于PVD TiN和CVD TiCN/Al2O3涂層。Bobzin等[68]利用HiPIMS在TiAlN涂層上制備了γ-Al2O3涂層，在銑削EN-GJS-700-2鋼材以及Ti-6Al-4V時均表現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨性。Nohava等[90]利用陰極弧蒸發(fā)技術先沉積TiN作為結合層，之后沉積AlTiN/SiNx作為過渡層，最后沉積α-(Al, Cr)2O3層，制備出的涂層在800 ℃下經(jīng)過32 000圈的摩擦測試仍保持極低的磨損率，耐磨性遠超同類結構的氮化物。上述結果表明，采用過渡金屬氮化物作為過渡層可保證氧化物涂層與基體之間的結合，充分發(fā)揮氧化物涂層的優(yōu)勢。此外，通過交替沉積TiAlN和Al2O3層可制備出TiAlN/Al2O3多層涂層，該涂層在切削加工中也具有優(yōu)異的性能[91]。

為進一步增強氮化物層和氧化物層之間的結合，部分研究人員在氮化物和氧化物之間引入了氧氮化物層。B o b z i n 等[92]利用磁控濺射制備TiAlN/Al2O3涂層時，沉積完TiAlN層后并未直接沉積Al2O3層，而是在兩者之間沉積了～0.8 μm的氧氮化物過渡層。獲得的TiAlN/Al2O3涂層在高溫摩擦以及干式切削不銹鋼時，均表現(xiàn)出了優(yōu)異的耐磨性。Koller等[79]在沉積(Al,Cr)2O3涂層時為保證結合力采用了FCC-AlCrN作為過渡層，并且在AlCrN和(Al, Cr)2O3之間插入AlCrON層。

氮化物/氧化物雙層或者多層涂層中，二者相互轉(zhuǎn)換時形成的界面會嚴重影響涂層的性能。Shi等[93]在CrN/Cr2O3多層涂層中發(fā)現(xiàn)由于O2會優(yōu)先與Cr反應，CrN向Cr2O3轉(zhuǎn)換時界面清晰，過渡層厚度僅1～2 nm，而Cr2O3向CrN轉(zhuǎn)換時界面處會形成40～50 nm由納米晶和非晶組成的Cr–O–N梯度層，二者界面模糊。隨著調(diào)制周期降低至440 nm時，涂層中模糊界面比例增加，CrN層或Cr2O3層純度降低，涂層硬度下降。Raab等[94]通過改變AlCrN和(Al, Cr)2O3層切換時的反應氣體分別獲取了層間界面清晰的、混合的以及模糊的AlCrN/(Al, Cr)2O3多層涂層。所有的AlCrN/(Al, Cr)2O3多層涂層均呈現(xiàn)出FCC結構，調(diào)制周期較大時，層間界面的類型會明顯影響涂層的硬度，界面清晰的涂層硬度最大。當調(diào)制周期較小時AlCrN和(Al, Cr)2O3在界面處可能會發(fā)生局部的外延生長，涂層硬度上升，界面類型對涂層硬度的影響較小。AlCrN/(Al, Cr)2O3多層涂層的界面類型對熱穩(wěn)定性無明顯差別，而與單層的AlCrN和(Al, Cr)2O3相比，多層涂層展現(xiàn)出優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，溫度升高到～1 200 ℃后AlCrN/(Al，Cr)2O3中的AlCrN會發(fā)生相分解[95]。在氮化物/氧化物納米多層中通過改變調(diào)制周期或調(diào)制比等可調(diào)控二者界面結構。Li等[96]發(fā)現(xiàn)CrAlN/ZrO2納米多層涂層的界面處CrAlN和ZrO2會形成共格界面，ZrO2以CrAlN為模板生長為FCC的結構。隨著ZrO2子層厚度的增加涂層硬度上升，當厚度超過1.0 nm后共格界面被破壞涂層硬度下降。此外，Najafi等[80]制備(Al, Cr)2O3時發(fā)現(xiàn)涂層生長初期以FCC為主，當厚度增加至2 μm涂層轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，并研究了CrN和AlSiN過渡層對(Al, Cr)2O3生長過程的影響，發(fā)現(xiàn)過渡層的物相結構并不會影響(Al, Cr)2O3涂層的結構演變。

3 PVD刀具涂層沉積技術

市場主流的PVD刀具涂層技術有電弧離子鍍(Arc Ion Plating，AIP)和磁控濺射(Magnetron Sputtering，MS)兩類，AIP刀具涂層以瑞士Oerlikon Balzers公司為代表，MS刀具涂層以德國CemeCon公司為代表。

在電弧離子鍍技術中(圖8(a)[97])，涂層材料通過真空室中低電壓、高電流的電弧放電進入氣相，以高電流密度(106～1012A/m2) 為特征，電弧在靶材表面做無規(guī)則的運動，弧斑所到之處局部溫度高達15 000℃，靶材能夠瞬間蒸發(fā)并實現(xiàn)高效離化，激發(fā)粒子通常具有較高的粒子能量，有助于提高涂層的結合強度和硬度，獲得結構致密，力學性能優(yōu)異的刀具涂層，如TiN，TiAlN，TiAlSiN和DLC等涂層[98-100]?；陔娀‰x子鍍靶位可調(diào)性和較低沉積溫度特點，可以實現(xiàn)較廣泛材料表面防護涂層的制備，同時避免零部件的熱變形及材料退火，而通過多靶組合沉積可以實現(xiàn)涂層成分和結構的可控調(diào)節(jié)。但是由于弧斑能量集中，靶面的不均燒蝕容易導致宏觀大顆粒的蒸發(fā)并形成熔池效應[101-103]，這種液滴缺陷通常會導致電弧離子鍍涂層具有較高的表面粗糙度，同時在涂層生長過程中，液滴缺陷附著會打斷涂層的連續(xù)生長，形成孔洞等生長缺陷，對涂層的力學性能會產(chǎn)生較大影響。近年來，結合電磁場和永磁場調(diào)節(jié)控制弧斑運動實現(xiàn)高性能涂層制備備受研究者關注[104-107]。Lang[108]等通過基于電磁線圈和永磁體配合形成軸對稱磁場分布，通過徑向分量和縱向分量磁場調(diào)節(jié)實現(xiàn)了靶材的均勻燒蝕，有效改善了沉積過程中液滴缺陷的產(chǎn)生。Hu[109]等通過軸對稱磁場優(yōu)化設計實現(xiàn)了ta-C涂層微觀結構和表面性能的改善。筆者所在課題組近年來也針對陰極弧磁場的優(yōu)化設計進行了大量研究，采用陰極弧蒸發(fā)成功制備了高性能AlCrO涂層[110]?；诖艌鰧“哌\動的有效控制，國外知名涂層公司荷蘭Hauzer公司通過陰極磁場分布優(yōu)化推出了CARC+技術。瑞士Swiss-PVD公司推出的電弧分裂技術，及通過矩形平面電弧陰極匹配十字形磁鐵實現(xiàn)了對弧斑的分裂，有效減少了涂層制備過程中液滴缺陷的形成[111]。此外，德國PVT公司和瑞士Balzers公司也針對磁弧約束進行了相應設備和技術研發(fā)?；陔娀‰x子鍍技術發(fā)展的過濾電弧沉積(Filtered Arc Deposition, FAD)[112-113]和離子輔助沉積(Ion Assisted Deposition，IAD)[114-115]技術在改善電弧沉積液滴缺陷方面也有突出效果，區(qū)別于陰極電弧源磁場設計，F(xiàn)AD技術通過在靶材與工件間設置弧形彎管配合電磁場作用實現(xiàn)對大顆粒的有效過濾，而IAD技術通過輔助離化增加了沉積腔室的等離子體密度，提高了陰極弧蒸發(fā)離子碰撞和二次離化的幾率，從而實現(xiàn)了對涂層微觀結構的調(diào)控和生長缺陷的改善。

圖8 (a)電弧離子鍍技術原理及典型涂層結構；(b)磁控濺射技術原理及典型涂層結構[97]Fig.8 (a) Arc ion plating technology principle and typical coating structures, (b) Magnetron sputtering technology principle and typical coating structures [97]

在磁控濺射技術中(圖8(b) )，通過氣體放電離化形成的高能等離子在電場作用下加速轟擊靶材表面，濺射出的靶材原子通過動量傳遞獲得動能后運動到基材表面，通過吸附、形核、生長最終形成涂層。配合濺射陰極靶材磁場設計實現(xiàn)了靶面運動電子的控制，增加了濺射粒子的碰撞幾率，提高了靶材的濺射效率。近年來非平衡磁控濺射技術得到快速發(fā)展[116-119]，通過濺射陰極源非平衡磁場設計顯著增加了靶前輝光放電區(qū)域，帶電粒子二次碰撞幾率增加，靶材離化率進一步改善[120-121]。根據(jù)工藝需要，磁控濺射技術可以實現(xiàn)單一金屬、合金和化合物涂層的濺射制備，濺射過程中配合通入不同的反應性氣體(N2、O2等)可以實現(xiàn)涂層成分多樣化設計。磁控濺射靶面溫度低，避免了濺射過程中大顆粒缺陷的產(chǎn)生，所以能夠獲得表面質(zhì)量優(yōu)異，結構致密的涂層。然而與電弧離子鍍相比較，磁控濺射仍然存在靶材離化率低、膜基結合力差等缺點，因此實現(xiàn)磁控濺射的高效離化一直是研究熱點方向。根據(jù)磁控濺射電源的不同可以主要分為直流磁控濺射(DC Magnetron Sputtering, DCMS)，射頻磁控濺射(Radio Frequency Magnetron Sputtering, RFMS)和脈沖磁控濺射，其中高功率脈沖磁控濺射(HiPIMS)在提高靶材離化率和高性能涂層制備方面表現(xiàn)突出。

由于普通磁控濺射技術陰極上的功率密度很低，等離子體的密度為1017m-3，導致濺射原子離化率低[122]，成膜粒子能量低。因此Kouznetsov[123]將脈沖電源引入磁控濺射，通過增加濺射靶前的等離子體密度來提高離化率，開發(fā)了一項新技術，即高功率脈沖磁控濺射(HiPIMS)[124]，該技術結合了DCMS和AIP[125]的優(yōu)點，且可以控制電離程度[126]。HiPIMS技術通過向靶材施加一系列的高功率密度和低占空比的周期性重復微脈沖，使靶材原子的離化率高達90%，等離子體密度達到1019m-3[123,127-129]。 HiPIMS制備的涂層性能優(yōu)異，表面光滑無液滴、厚度均勻與基體結合良好，其致密涂層形態(tài)有利于高溫穩(wěn)定性及抗氧化性的提升。因為沉積過程中較高的的離化率，增強了沉積原子的遷移率，使得涂層晶粒細化、結構更致密。相比于普通磁控濺射，HiPIMS所制備的TiN[130]、CrN[124]的硬度更高。所制備的TiB2硬度高達43.4 GPa，而普通磁控制備的為29.3 GPa[131]。劉源等[132]比較了HiPIMS和電弧離子鍍制備的TiAlN涂層，在硬度相當?shù)那闆r下，HiPIMS制備的涂層刀具切削壽命更長。Reolon等[133]比較了電弧與HiPIMS制備的Al0.6Ti0.4N涂層切削加工鎳基Inconel 718高溫合金，發(fā)現(xiàn)HiPIMS有效降低了涂層的磨損與氧化，獲得了更好的結合力與斷裂韌性，使刀具的整體壽命比電弧制備的提高了約60%。HiPIMS使涂層的晶粒細化、結構致密化獲得了更好的力學、摩擦磨損及高溫抗氧化性能等，顯著提長了刀具涂層的切削壽命，因而應用廣泛。

隨著市場需求及要求的不斷提高，以往的技術或多或少存在不足，各涂層企業(yè)也在不斷加強對涂層工藝及設備的研制開發(fā)。荷蘭豪澤(Hauzer)于1991年整合電弧離子鍍與非平衡磁控濺射，希望結合兩項技術各自的優(yōu)勢，因而開啟了電弧/濺射復合沉積的新思路。歐瑞康巴爾查斯(Oerlikon Balzers)基于電弧與HiPIMS工藝，同時加入電弧增強輝光放電(Arc-enhanced glow discharge, AEGD)開發(fā)了High Ionization Triple(HI3)技術，用于高性能涂層的復合沉積(圖9(a) )。此外，還基于HiPIMS技術發(fā)展了可擴展脈沖功率等離子體技術(S3p)，能夠制備出高表面質(zhì)量、結構致密的高性能硬質(zhì)涂層[134]。圖9(b) 為Balzers公司采用S3p工藝制備的刀具，刀具涂層厚度分布均勻保證了切削刃的鋒利，在使用超小直徑刀具時，效果尤為顯著。

圖9 Balzers公司采用(a)HI3和(b)S3p工藝所制備的刀具涂層Fig.9 Tool coatings prepared by Balzers company using (a) HI3 and (b) S3p processes

Koller等[135-136]采用電弧/濺射復合沉積TiAlN/TaAlN及TiAlTaN/TaAlN納米多層涂層，通過改變TiAlTa電弧靶材的成分比例與TaAl濺射靶的功率調(diào)控涂層中的Ta含量，實現(xiàn)了共格外延生長，避免了六方相AlN的形成，使涂層獲得了優(yōu)異的高溫力學性能。Chang等[137]使用AIP/HiPIMS混合技術降低了TiN涂層的宏觀顆粒密度，提高硬度和耐磨性。筆者所在課題組優(yōu)化電弧離子鍍/磁控濺射復合沉積技術制備出硬度、結合力高以及內(nèi)應力可控的AlTiN[138]、AlTiN/AlCrN、CrO/AlO[139]涂層。研究發(fā)現(xiàn)，在復合沉積過程中，襯底周期性地沉積來自電弧和濺射的粒子，形成了自組織的多層結構[140]。而將多層厚度控制在納米范圍時，相鄰子層會產(chǎn)生外延生長，進而促進子層的結晶，穩(wěn)定相結構[138,141]。復合沉積結合各工藝的優(yōu)勢，成分選擇更廣，調(diào)控更易，且內(nèi)應力可調(diào)[142]，通過納米多層以及納米復合結構設計、工藝優(yōu)化可獲得性能優(yōu)異的硬質(zhì)涂層，顯著提升刀具的切削性能。因此，復合沉積技術在生產(chǎn)效率、刀具涂層的定制化設計上具有明顯的優(yōu)勢。

4 PVD刀具涂層存在問題分析及展望

盡管PVD刀具涂層已有大量研究，但隨著先進制造業(yè)中鈦合金、高溫合金、高強度鋼等難加工材料應用越來越多，且對切削速度、效率和加工精度越來越高，目前刀具涂層難以滿足要求。關鍵科學/技術問題仍未解決成為刀具涂層進一步發(fā)展的障礙。下面將對幾個關鍵問題進行分析和闡述。

4.1 多元合金化刀具涂層的設計和性能研究

刀具涂層的多元合金化是改善性能的重要途經(jīng)。TiAlN是使用最廣泛的刀具涂層材料之一，由于PVD是非平衡的材料制備過程，TiAlN在很大范圍內(nèi)不受熱力學的限制，具有亞穩(wěn)固溶體結構[143]。TiAlN涂層高溫下的調(diào)幅分解是其具有優(yōu)異切削性能的重要原因，如圖10(a) ，在溫度高于800 ℃時，亞穩(wěn)的TiAlN分解為富Ti的FCC相和富鋁的FCC相，由于不同相之間存在共格應變，會導致時效硬化，如圖10(b) 所示。溫度升高或保溫時間變長，亞穩(wěn)的FCC-AlN轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的六方纖鋅礦AlN相(圖10(c) )、硬度快速下降。富鋁FCC相+富鋁FCC相調(diào)幅結構的范圍分布、起始和結束溫度將極大影響涂層的高溫性能。在近四十年的發(fā)展歷程中，TiAlN涂層經(jīng)歷Ti0.75Al0.25N→Ti0.5Al0.5N→Ti0.33Al0.67N的發(fā)展。鋁含量的增加有利于涂層力學性能的提高和高溫氧化性能的改善，但當鋁含量過高時六方AlN相的出現(xiàn)造成涂層力學性能下降。

圖10 Ti0.5Al0.5N涂層高溫下微結構和硬度的演變Fig.10 Evolution of microstructure and hardness of Ti0.5Al0.5N coating at high temperatures

進一步改進PVD TiAlN可以通過與不同的元素合金化，如V[144]、Ta[145]、W[146]、B[147]或Si[148]。Ta的加入對合金的力學性能和摩擦學性能以及熱穩(wěn)定性和氧化穩(wěn)定性都有有益的影響。例如在TiAlN中加入Ta會促進FCC相的形成，從而抑制高溫下六方相的形成；隨著Ta含量的增加，硬度最大值向更高的溫度轉(zhuǎn)移[19]。Ta和Cr共摻雜可以同時改善TiAlN涂層的高溫硬度和抗氧化性[22]。Liu等[149]通過實驗和理論方法證明了Al在FCC-TiAlN中的溶解度極限受到殘余應力的顯著影響，可以通過調(diào)整沉積參數(shù)來調(diào)整殘余應力。Grossmann等[150]發(fā)現(xiàn)較高的偏壓下涂層中可固溶Al含量增加，較高的壓應力和缺陷密度以及較小的晶粒尺寸導致在較高的偏壓下生長的高鋁涂層具有較高的硬度，而且韌性及抗裂能力也較強。因此多元共摻雜和沉積參數(shù)調(diào)控可以進一步提高TiAlN涂層的高溫性能，適用于高速高效切削。但是目前多元涂層中各元素對相分離的影響尚有很多未知，富鈦面心立方相穩(wěn)定元素、富鋁面心立方相穩(wěn)定元素、六方相穩(wěn)定元素，對涂層中調(diào)幅分解的起始溫度和完成溫度、共格中間相形成有重要影響，從而影響涂層的性能，但目前對多元涂層組織結構和性能的研究尚不充分。

涂層中不出現(xiàn)六方相的最高鋁含量，被認為是高鋁涂層力學性能安全的極限值，高鋁Ti1-xAlxN涂層鋁原子含量最高為x= 66%～67%，Cr1-xAlxN涂層最高鋁原子含量為70%左右。CVD技術制備的Ti1-xAlxN涂層近來得到廣泛關注，可以沉積純FCC-Ti1-xAlxN涂層，鋁原子含量高達80%～90%，在切削試驗中表現(xiàn)出卓越的性能[151-153]，涂層中形成富Al和富Ti的Ti1-xAlxN片層交替的自組織納米層狀結構。透射電子顯微圖和三維原子探針層析成像可以看出，納米片在單個顆粒內(nèi)具有幾納米的周期性。PVD涂層通過調(diào)控或后處理能否可以獲得類似CVD涂層中高鋁含量和片層組織還未見報道。其他多元涂層中是否可以發(fā)掘出類似TiAlN系列優(yōu)異性能的系列成分還缺乏深入研究。

4.2 納米復合刀具涂層超強韌性能的調(diào)控

如圖11，納米復合涂層超高硬度的關鍵在于非晶界面相包裹納米晶的獨特結構；納米晶因Hall-Petch效應增加硬度；晶界相足夠薄、有強內(nèi)聚能無晶界滑移，且與結晶相良好結合，避免普通納米晶的反Hall-Petch硬度下降[30]。因此，納米復合涂層硬度增強的關鍵在于相分離徹底，納米晶結晶質(zhì)量好，晶界相純度高、致密且足夠薄。對于如何實現(xiàn)這樣的結構，Veprek等認為關鍵在于涂層生長溫度高、氮勢高、雜質(zhì)少[154]。

圖11 納米復合涂層力學性能示意圖Fig.11 Schematic diagram of the mechanical properties of nanocomposite coatings

研究發(fā)現(xiàn)，等離子沉積過程中不同元素的離子/原子比例、價態(tài)、能量分布影響涂層生長和微觀結構及性能[155-157]。如表1，Hultman教授課題組[156-157]發(fā)現(xiàn)高離化率的Ti源(TiHIPIMS)與低離化率的Al源和Si源(AlDCMS、SiDCMS)易促進第二相h-AlN和a-SiNx析出，反之則易生成固溶體，極大影響涂層性能；工業(yè)生產(chǎn)中缺乏對各元素等離子體的控制而無法獲得優(yōu)化的納米復合涂層結構，如何協(xié)調(diào)沉積源方便調(diào)控等離子體獲得優(yōu)化刀具涂層仍是一個難題。

表1 不同沉積源制備TiAlN、TiSiN涂層的結構和力學性能對比Table 1 Comparison of structural and mechanical properties of TiAlN and TiSiN coatings prepared from different deposition sources

由于納米復合結構的形成，TiAlSiN涂層可以達到40 GPa以上的極高硬度值，從而抑制晶界滑動。但是，如果Si原子含量超過7%～10%的限制，根據(jù)沉積工藝、所選參數(shù)以及Al含量的不同，涂層硬度會因非晶相變厚而降低；為了獲得超硬涂層，非晶相的厚度不應超過一層或兩層原子層。此外，Si的加入將促進六方TiAlN相在沉積狀態(tài)下的形成，需要降低涂層中Si含量。近年來，硬質(zhì)涂層斷裂行為的研究引起了人們越來越多的關注，因為它對涂層的應用行為也有很大的影響。Moritz等[158]研究了兩種不同鋁含量的電弧蒸發(fā)TiAlSiN涂層的斷裂韌性和斷裂應力，并將其與TiSiN和TiN涂層進行了比較，如圖12(a) 所示。微彎曲實驗采用無缺口懸臂梁進行斷裂應力評估，采用缺口懸臂梁進行斷裂韌性評估，在TiN中加入Si后，其斷裂應力和韌性分別提高到3.1±0.5 GPa和2.7±0.4 MPa·m-1/2。進一步向TiSiN中添加少量Al(Ti,Al, Si原子比為81:3:16)并沒有明顯改變其細晶組織(如圖12(c) 和(d) 所示) ，斷裂應力也基本未受影響(3.1±0.2 GPa)。然而，可以觀察到斷裂韌性的增加。進一步增加Al含量(Ti, Al, Si原子比為70:14:16，見圖12(e) )，斷裂應力為5.3±0.5 GPa，斷裂韌性為3.3±0.2 MPa·m-1/2，斷裂性能明顯改善。盡管在Ti1-xAlxN體系中添加Si有利于形成沉積狀態(tài)的六方相，但它對抗氧化性有積極影響，Pfeiler等[159]觀察到Ti30.4Al68.4Si1.2N涂層的氧化層厚度低于Ti30Al70N涂層，TiAlSiN中銳鈦礦向金紅石轉(zhuǎn)變的延遲導致金紅石相粗化的時間縮短，導致金紅石晶粒變小和/或氧化層厚度減小。

圖12 (a)電弧蒸發(fā)沉積的TiAlSiN涂層的斷裂應力和斷裂韌性；涂層橫截面形貌圖：(b)TiN、(c)Ti84Si16N、(d)Ti81Al3Si16N和(e)Ti70Al14Si16N涂層[158]Fig.12 (a) Fracture stress and fracture toughness of TiAlSiN coatings deposited by arc evaporation; Cross-sectional morphology of coatings: (b) TiN, (c) Ti84Si16N, (d) Ti81Al3Si16N, and (e) Ti70Al14Si16N Coatings[158]

與TiAlSiN涂層多元納米復合涂層的結構和性能調(diào)控類似，其他成分的納米復合涂層中雜質(zhì)、反應氮勢和沉積等離子體對涂層結構的影響，涂層中各元素在納米晶體相和晶界非晶相中的偏析行為，納米晶相的相變控制等，都對涂層的硬度、韌性、高溫氧化等力學和化學性能有重要影響，有效的系統(tǒng)研究可以進一步改善納米復合涂層性能和發(fā)展新的納米復合涂層體系，目前相關研究還較為缺乏。

4.3 多層梯度刀具涂層設計和切削性能研究

在實際刀具涂層的設計中，除了要考慮涂層的硬度、韌性、高溫抗氧化性等性能外，還要考慮其與基體的匹配、在實際切削環(huán)境中的適應性等。

涂層在刀具基體上生長時，涂層與基體界面間的形核生長和顯微組織、內(nèi)應力分布，將極大影響涂層結合性能；高速切削時刃口溫度很高，硬質(zhì)合金中Co易向外擴散導致基體力學性能下降和刃口過早崩裂破壞。需考慮刀具涂層在基體表面的形核結晶，深入研究涂層-基體界面元素分布、晶格及缺陷分布，及其在高溫和使役過程中的演變，是澄清涂層界面結合的關鍵問題，從而優(yōu)化涂層工藝，設計界面結合層和擴散阻擋層，解決刀具涂層最重要的結合問題，但目前尚缺乏深入的細節(jié)研究。

硬質(zhì)涂層與刀具基體硬度相差較大，刀具涂層易發(fā)生災難性的疲勞失效；在高速切削中，刀具刃口承受高溫高壓，經(jīng)受嚴苛的熱力疲勞，需要保持良好的高溫硬度和韌性。功能梯度材料設計能夠提高因摩擦、沖擊和疲勞等所引起的接觸變形和損傷的抵抗能力[160]。盧柯院士發(fā)現(xiàn)梯度納米結構可以有效抑制接觸載荷下材料的應變局域化，改變裂紋產(chǎn)生和擴散機制，呈現(xiàn)出與粗晶及均勻納米晶材料截然不同的特性[161-162]。在涂層刀具中，多層和梯度涂層設計的研究主要局限于使基體與涂層熱膨脹系數(shù)和力學性質(zhì)均勻過渡，如何設計具有更優(yōu)耐磨損性的刀具涂層，還需從內(nèi)應力分布、疲勞斷裂、摩擦磨損機制等方面對涂層-基體設計深入研究。

除了硬度、耐磨性、熱穩(wěn)定性和氧化穩(wěn)定性外，硬質(zhì)涂層的導熱性在產(chǎn)生劇烈熱量的切削應用中也起著至關重要的作用[163]。涂層熱導率受其成分和顯微結構影響很大，Samani等[164]觀察到TiN的熱導率約為11.9 W/(m·K)，隨著Al的加入，熱導率可以降低到約4.6 W/(m·K)。當形成雙相結構時熱導率增加，這是因為AlN熱導率為～30 W/(m·K)，高于TiN[165,166]，合金元素的加入會導致晶格畸變和局部應變場，從而降低聲子的局部平均自由程，如Ti1-xAlxN體系中加入Ta會導致導熱系數(shù)進一步降低[167]。刀具涂層的熱導率影響切削熱分配，低熱導率涂層使切屑帶走更多切削熱，降低刀具溫升，溫差可達100 ℃；但同時涂層平面內(nèi)還需有足夠的導熱能力，使熱可在刀刃表面快速擴散，不產(chǎn)生高溫熱點。目前溫度測試方法較難測試到涂層內(nèi)溫度分布，需結合計算仿真和實驗進行研究[2]。納米復合涂層一般導熱系數(shù)較低，需考慮多層涂層設計進行面內(nèi)面間導熱性能設計。刀具涂層設計中對熱導率考慮明顯不夠。

切削過程中，刀具-切屑(刀-屑)和刀具-工件(刀-工)表面之間發(fā)生劇烈摩擦，金屬表面層經(jīng)歷塑性變形和斷裂，涂層刀具的作用機理需從基礎接觸變形研究[168]。目前涂層的力學(硬度、彈性模量、高溫硬度等)和物理化學性質(zhì)(熱導率、高溫氧化行為、表面轉(zhuǎn)移膜成分等)如何影響切削摩擦行為和金屬變形區(qū)的壓縮行為等，以及受切削速度的影響等仍不清楚，刀具涂層在切削過程中不同切削條件和參數(shù)、冷卻介質(zhì)等影響下的作用和失效機理仍缺乏研究。Vereschaka等[169]從基礎接觸變形理論出發(fā)，利用界面接觸長度、剪切角、刀-屑摩擦系數(shù)、切屑壓縮比、切削力大小角度等參數(shù)，研究了過渡層、涂層成分和性能對切削行為的影響，方法可以借鑒。

5 總結及展望

高速、高精、綠色切削加工的發(fā)展不僅要求刀具涂層具有優(yōu)異的硬度、耐磨性，還需具備良好的韌性及精細的熱管理。高性能硬質(zhì)涂層的研究也不斷朝著更加復雜的體系發(fā)展，多元多層多相的設計理念受到了國內(nèi)外學者的廣泛采納和研究，過去十年先進表征技術的巨大進步使得多功能特性的實現(xiàn)成為可能，結合材料計算方法探究微觀缺陷對硬質(zhì)涂層性能的作用機理是目前研究的前沿領域，而涂層性能與切削表現(xiàn)的相關性依然是研究的難點。為實現(xiàn)新一代硬質(zhì)涂層的落地應用，需要“沉積裝備—制備技術—設計表征—切削應用”的系統(tǒng)性研發(fā)。國內(nèi)PVD刀具涂層行業(yè)正經(jīng)歷從依賴進口到全面國產(chǎn)替代的過程，近年來國產(chǎn)PVD裝備取得了長足進步，但在技術細節(jié)和應用穩(wěn)定性上還與國際領先品牌存在一定差距，未來發(fā)展的著力點包括：涂層裝備與沉積技術的一體化封裝，涂層結構性能的底層設計邏輯，涂層性能與切削摩擦磨損的作用關系。