B和Si摻雜對CrAlN涂層結構和切削鈦合金壽命的影響

王羽中，史耀耀，張國飛，賀云鵬

表面強化技術

B和Si摻雜對CrAlN涂層結構和切削鈦合金壽命的影響

王羽中1,2，史耀耀1*，張國飛2，賀云鵬2

（1.西北工業大學 機電學院，西安 710072；2.株洲鉆石切削刀具股份有限公司研發中心，湖南 株洲 412007）

CrAlN涂層以其優異的抗氧化性能被廣泛應用于切削刀具涂層領域，針對CrAlN涂層熱穩定性較低，在超過900 ℃后會發生熱分解，導致其力學性能顯著下降的問題，通過B、Si共摻雜方法改善CrAlN涂層的性能。采用陰極弧蒸發方法制備Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層，借助X射線衍射儀（XRD）、掃描電子顯微鏡（SEM）、納米壓痕儀，通過劃痕和切削實驗研究B和Si摻雜對CrAlN涂層晶體結構、硬度、結合力、熱性能和切削壽命的影響。Cr0.42Al0.58N和Cr0.35Al0.59B0.06N涂層為單相立方結構，Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層為立方和六方的兩相結構；Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的硬度分別為(29.8±1.5)、(36.9±1.4)、(33.8±1.6)GPa，與基體的結合力分別為116.2、58.3、58.0 N；通過B和Si摻雜抑制了CrAlN涂層的熱分解過程，Cr-N鍵的斷裂起始溫度由Cr0.42Al0.58N的1 000oC提高到Cr0.35Al0.59B0.06N的1 200 ℃和Cr0.37Al0.54Si0.09N的1 100 ℃；在1 100 ℃下氧化15 h后，Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的氧化層厚度分別為2.38、1.80、0.53 μm。通過B和Si摻雜提高了CrAlN涂層的力學性能、熱穩定性和抗氧化性，其中CrAlBN涂層呈現出最優異的熱穩定性和切削性能，CrAlSiN涂層的抗氧化性最佳。

Cr1–xAlN涂層；多元摻雜；熱穩定性；抗氧化性；切削性能

隨著中國經濟發展步入新常態，我國制造業領域正面臨著全新的內外部形勢[1]?！吨袊圃?025》明確提出，把節能減排、綠色可持續作為制造業的發展方向。隨著我國從制造業大國向制造業強國的轉型，如何有效提高數控機床的切削效率成為一個亟須解決的重要問題[2-3]。一般而言，刀具的品質直接影響切削加工環節的質量和效率，提升刀具的品質是提高數控機床切削效率、降低切削刀具使用成本和推動切削領域技術發展的有效手段[4]。在切削加工過程中，刀具往往處于高溫高壓、摩擦、沖擊和振動等嚴苛的工作環境，這就要求刀具材料具備良好的耐磨性、耐熱沖擊性、抗黏結性、高紅硬性、高溫抗氧化性[5-6]。表面涂層技術的發展與應用對改善刀具性能、推動切削加工技術進步起到了十分關鍵的作用。由于傳統的二元涂層在抗摩擦磨損和耐熱性能方面已無法滿足日常工業要求，因此三元或四元納米復合涂層應運而生[7-8]。CrAlN涂層是由Al原子置換面心立方結構（c）CrN中部分Cr原子形成的亞穩固溶體[9]，它具有高硬度、高熔點、優異的高溫抗氧化性和耐蝕性等特點，是目前應用較廣泛的切削刀具涂層材料[10]。Cr1–xAlN的晶體結構和性能在很大程度上取決于涂層中的Al含量。已有研究表明，當Al原子的物質的量分數低于0.75時，Cr1–xAlN為單相立方結構，且其力學和熱性能會隨著Al含量的上升而提高；當Al含量超過臨界值（0.75）時，涂層會轉變為立方和六方的雙相結構，導致性能下降[11-14]；繼續增加Al含量，涂層轉變為單相的六方結構。此外，由于沉積工藝和參數的不同，研究人員在得到的Cr1–xAlN涂層中發生相轉變的臨界Al含量也存在明顯差異[15]。

目前，多元摻雜作為改善Cr1–xAlN涂層性能的有效途徑之一，受到研究者的廣泛關注[16-18]。通過過渡族金屬元素Ta或Nb摻雜可以提高Cr1–xAlN涂層的硬度和熱穩定性，但會對抗氧化性能產生不利影響。Trindade等[19]、Li等[20]制備了Cr-Al-Nb-N涂層，并研究了Al、Nb含量對涂層的結構、力學性能、熱穩定性和抗氧化性的影響。Xu等[21]研究發現，在CrAlN涂層中摻雜V元素可以提高涂層的硬度，由于含V固溶體與N的結合能力更強，從而抑制了Cr-N鍵的分解。范永中[22]研究發現，添加少量Y可以提高涂層的硬度、熱穩定性和高溫抗氧化性，但加入過量的Y反而會降低涂層的抗氧化性。另一方面，大量的研究人員利用非金屬元素（Si、B、C、O等）摻雜來改性Cr1–xAlN涂層。陶賢成等[23]、張而耕等[24]、邰清安等[25]在Cr1–xAlN涂層中添加Si和B元素后發現，Si和B在涂層中會以固溶或氮化物（Si–N、B–N）的形式存在，可顯著提高涂層的硬度、熱穩定性和高溫抗氧化性，具體存在方式與沉積工藝密切相關。

文中利用陰極弧蒸發方法制備Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層，借助X射線衍射儀（XRD）、掃描電子顯微鏡（SEM）、納米壓痕儀，通過劃痕和切削實驗研究B和Si摻雜對CrAlN涂層的晶體結構、硬度、結合力、熱性能和切削壽命的影響。

1 實驗

1.1 涂層制備

選用Cr0.40Al0.60、Cr0.30Al0.60B0.10、Cr0.35Al0.55Si0.10靶材，通過陰極弧蒸發設備（Innova, Oerlikon Balzer）制備了一系列不同成分的CrAlN、CrAlBN、CrAlSiN涂層。在沉積涂層前，首先利用Ar+在?180 V的基體偏壓下刻蝕清潔基體20 min，設置沉積參數（靶材電流為140 A，N2壓強為3.2 Pa，基體偏壓為?40 V），并制備涂層。此外，在硬質合金刀片上沉積用于切削實驗的CrAlBN、CrAlSiN涂層前，采用相同的參數預先沉積厚度約為200 nm的CrAlN過渡層，用于改善涂層與基體的結合力。制備涂層選用的基體材料包括剛玉（Al2O3）、低合金鋼（St 022）和硬質合金（WC+質量分數10%的Co），其中剛玉用于涂層抗氧化性能的分析，低合金鋼基體用于涂層沉積態和退火后的相結構分析，硬質合金基體用于涂層成分、斷口形貌、力學性能、切削性能的分析。

1.2 熱處理

為了避免基體影響涂層材料的熱分析結果，需在退火實驗前將低合金鋼基體與涂層樣品分離。首先將待分離的樣品剪碎，并置于10%（體積分數）的硝酸溶液中，待低合金鋼基體被完全溶解后再進行過濾。最后利用瑪瑙研缽將與基體分離的涂層樣品研磨成粉末。在Ar（純度為99.9%，流速為20 mL/min）氣氛中，通過差示掃描量熱儀（DSC，Netzch STA 409C）對涂層粉末樣品在溫度25～1 500 ℃范圍內進行退火處理，升溫速率為10 K/min，降溫速率為50 K/min。在恒溫氧化實驗中，將沉積于剛玉（Al2O3）基體上的涂層樣品置于合成空氣氣氛（體積分數分別為79%、21%的N2和O2，流速為20 mL/min）中，以10 K/min的速率升溫至1 100 ℃，并保溫15 h，隨后以50 K/min的速率降至室溫。

1.3 涂層的表征

采用掃描電鏡（SEM，Zeiss Supra 55）和配備的能量色散X射線光譜儀分析了沉積態及等溫氧化后涂層的斷口形貌和成分。電感耦合等離子體發射質譜儀（ICP-Mass, ELAN DRC-e）用于測定CrAlBN涂層中輕元素B的含量。采用XRD（Bruker D8）確定沉積態和退火后涂層的物相組成。采用納米壓痕儀測定沉積在鎢片上的沉積態涂層的硬度和彈性模量。為了保證壓頭的壓入深度小于涂層厚度的10%，選擇加載載荷為15 mN，每個樣品至少測試15次，然后取其平均值。

1.4 切削實驗

采用RDKT1204MO圓刀片切削TC4（45～ 50 HRC），對比不同涂層的切削性能。切削機床為PG2517龍門銑床，采用的刀盤直徑為80 mm，刀盤的刀槽數為6，每次切削時只安裝1片刀片。采用順銑的切削方式：切削速度為60 m/min，切削深度為0.5 mm，每齒進給量為0.3 mm，切削寬度為20 mm，水冷。

2 結果及分析

2.1 CrAlN涂層的結構與力學性能

通過EDS和ICP-Mass實際測得3種涂層分別為Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N和Cr0.37Al0.54Si0.09N。由各沉積態涂層的XRD圖譜（圖1）可知，Cr0.42Al0.58N涂層為單相立方結構，摻入B元素后的Cr0.35Al0.59B0.06N涂層保持單相立方結構，且衍射峰寬化，表明B摻雜使得晶粒細化。B原子會隨機置換(Cr,Al)N晶格中的部分Cr和Al原子的位置，形成(Cr,Al,B)N固溶體。由于B原子的半徑（0.088 0 nm）比Cr原子（0.126 7 nm）、Al原子（0.126 0 nm）的半徑小，因此在XRD圖譜中Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的衍射峰向高角度偏移，導致其晶格常數從Cr0.42Al0.58N的(0.410 72±0.010 72) nm 減小至 Cr0.35Al0.59B0.06N 的(0.409 83±0.000 18) nm。Si元素的摻雜使得Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層轉變為 立方–六方混合結構，其衍射峰與Cr0.42Al0.58N和Cr0.35Al0.59B0.06N相比顯著變寬，表明Si元素的加入能更有效減小涂層的晶粒尺寸。

圖1 Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的XRD圖譜

各沉積態涂層的斷口形貌如圖2所示，3種涂層的厚度均接近3 μm。Cr0.42Al0.58N涂層沿生長方向呈典型的柱狀晶形貌。B和Si元素的加入抑制了柱狀晶的生長，使得Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的斷口形貌呈細柱狀。六方相與立方相的競爭生長，使得兩相結構的Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層向無特征納米晶轉變，這與XRD的結論一致。

通過納米壓痕實驗，測得涂層的硬度（）、彈性模量（）和3/2，如圖3所示。由圖3可知，Cr0.42Al0.58N涂層的硬度為(29.8±1.5)GPa，添加B和Si引起的固溶強化和晶粒細化作用，使得涂層的硬度顯著增加。Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的硬度增至(36.9± 1.4) GPa。雖然Si的添加降低了CrAlN涂層中Al的固溶度，導致涂層中形成了硬度較低的w-AlN相，但其硬度仍然增至(33.8±1.6)GPa。Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N和Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的彈性模量分別為523.6、484.8、431.7 GPa。添加B和Si引起的晶粒細化作用降低了涂層的彈性模量。對于Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層，w-AlN的生成進一步降低了其彈性模量。3/2可用于衡量材料的抗塑性變形能力，B和Si的添加提高了涂層的抗塑性變形能力，Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的3/2分別為0.097、0.213、0.206。

在硬質合金基體上沉積的Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的劃痕軌跡光學顯微圖像如圖4所示。根據劃痕的形貌特征，可以將涂層的失效過程劃分成2個階段：劃痕邊緣開始產生細微的V形裂紋或豁口，表現為內聚失效，對應的臨界載荷用1表示；涂層在劃痕軌道外側開始出現剝落，表現為黏著失效，對應的臨界載荷用2表示。一般而言，工程上通常將2作為評價涂層結合力的標準。如圖4所示，Cr0.42Al0.58N涂層的劃痕邊緣平整、光滑，直到軌跡末端才發生涂層剝落，結合力達到116.2 N。隨著B、Si元素的摻入，Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的結合力均下降了約50%，分別為58.3、58.0 N。元素的摻雜會增加涂層內部晶格的畸變程度，導致較高殘余應力的積累，進而引起涂層結合力的下降。此外，在發生黏著失效后，Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的劃痕邊緣表現為不同的剝落特征：Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的剝落面積較小，深度較淺；Cr0.35Al0.59B0.06N涂層剝落的碎屑面積較大，在失效起始點可以觀察到涂層剝落后裸露的亮白色基體，深度較深。

圖3 Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N和Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的硬度、彈性模量及特征值

圖4 Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N和Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的劃痕形貌

為了研究B和Si摻雜對CrAlN涂層熱穩定性能的影響，利用XRD分析了經不同溫度（900～1 450 ℃）退火后Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的相演變過程，結果如圖5所示。經900 ℃退火后，Cr0.42Al0.58N保持單相立方結構，其衍射峰略向高角度偏移，表明涂層發生了伴隨內部缺陷重排及應力消除的回復過程。當退火溫度升至1 000 ℃時，涂層開始發生熱分解，生成了亞穩相h-Cr2N和熱力學穩定的w-AlN。涂層的熱分解過程在1 100 ℃下退火后加劇，h-Cr2N和w-AlN的衍射峰強度顯著增大。當溫度升至1 200 ℃時，亞穩h-Cr2N相開始向體心立方結構(bcc)的Cr單質轉變。最后，在1 450 ℃下退火后，Cr0.42Al0.58N涂層完全分解為w-AlN和bcc-Cr。

圖5 Cr0.42Al0.58N（a）、Cr0.35Al0.59B0.06N（b）和Cr0.37Al0.54Si0.09N（c）涂層粉末在Ar氣氛下退火后的XRD圖譜

如圖5b所示，經1 000 ℃退火后，Cr0.35Al0.59B0.06N涂層僅發生了回復過程。當退火溫度升至1 100 ℃后，Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的XRD圖譜中出現了w-AlN的衍射峰。在1 200 ℃時，涂層熱分解加劇，w-AlN的衍射峰強度顯著增大，由于不穩定的Cr–N鍵的斷裂，涂層中生成了h-Cr2N和bcc-Cr。與Cr0.48Al0.52N相比，Cr0.35Al0.59B0.06N涂層中w-AlN的起始生成溫度提高了100 ℃，而h-Cr2N的起始生成溫度提高了200 ℃，表明B元素的加入抑制了CrAlN涂層的熱分解過程，改善了涂層的熱穩定性能。最后，當退火溫度升至1 450 ℃時，Cr0.35Al0.59B0.06N涂層中生成了斜方結構（o）的Cr2B，最終分解產物為w-AlN、h-Cr2N、bcc-Cr、o-Cr2B。

如圖5c所示，Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層在900 ℃下退火后同樣僅發生了回復過程，其衍射峰略向高角度方向偏移。當退火溫度升至1 000oC時，w-AlN的衍射峰強稍微增強，表明涂層開始熱分解。經1 100 ℃退火后，涂層中Cr-N鍵開始斷裂，并生成了h-Cr2N，同時w-AlN的衍射峰強度繼續增加。盡管Si的摻雜促進了沉積態CrAlN涂層中w-AlN的生成，但抑制了Cr–N鍵的斷裂，h-Cr2N的生成溫度由Cr0.42Al0.58N的1 000 ℃升至1 100 ℃。當溫度升至1 200 ℃時，涂層熱分解程度加劇，XRD圖譜中出現了c-Cr3Si和bcc-Cr的衍射峰。其中，c-Cr3Si的生成表明Si在涂層中以固溶形式存在。這是由于非晶Si3N4中Si-N鍵的結合能較高，在1 200 ℃下不會發生斷裂，與Cr生成了化合物。最后，經1 450 ℃退火后，涂層完全分解為w-AlN、bcc-Cr、Cr3Si、h-Cr2N。

2.2 涂層的抗氧化性

Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N和Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層在1 100 ℃下等溫氧化15 h后的斷口SEM形貌如圖6所示。從圖6a中可以看出，Cr0.42Al0.58N涂層在氧化后，其表面形成了厚度約為2.38 μm的氧化層，且氧化物表層致密，靠近未氧化涂層的底部表現為疏松多孔結構。此多孔結構使氧更易向涂層內部擴散，導致嚴重氧化。Cr0.35Al0.59B0.06N涂層經等溫氧化后也展現出相似的氧化層形貌，如圖6b所示。在致密的表層氧化物下，疏松多孔的氧化物層覆蓋在殘余氮化物上。相較于Cr0.42Al0.58N涂層，Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的氧化層厚度較薄，約為1.80 μm。這是因為B的加入促進了涂層表面a-Cr2O3層的形成，該氧化物層能夠有效阻礙氧向涂層內部的擴散。有別于以上2種涂層，Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層經氧化后生成了致密的氧化物層，其厚度僅為0.53 μm（如圖6c），表現出優異的抗氧化性。含Si涂層的表面能夠形成一層由Al2O3、Cr2O3、SiO2組成的混合氧化物層，該氧化物層能避免多孔結構的形成，與殘余氮化物層保持良好的結合性，為涂層提供了有效保護。

2.3 刀具切削性能

不同涂層刀片銑削TC4達到刀片最大壽命時，其前后刀面的磨損形貌如圖7所示。由圖7可知，在Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層刀片中，Cr0.35Al0.59B0.06N涂層刀片的后刀面磨損量和前刀面崩缺口最小，Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層刀片次之，Cr0.42Al0.58N涂層刀片的后刀面磨損最嚴重，前刀面崩缺口最大。在上述3種涂層中，Cr0.35Al0.59B0.06N的性能最佳。

不同涂層刀片銑削TC4時后刀面最大磨損量隨切削時間的變化曲線如圖8所示。由圖8可知，在切削45 min后Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層刀片的后刀面磨損量分別 為0.5、0.071、0.173 mm；Cr0.35Al0.59B0.06N和Cr0.37Al0.54Si0.09N繼續進行切削時，分別在75 min和90 min時其磨損量達到0.27 mm。在上述3種涂層中，Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的性能最佳。Si和B摻雜明顯改善了涂層刀片的切削性能，這主要歸因于B和Si元素的添加提高了涂層的硬度、熱穩定性和高溫抗氧化性能。對于Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層刀片，在刀片開始進行切削的0～30 min內，兩者的后刀面磨損量基本一致，隨著切削時間的延長，具有更高硬度的Cr0.35Al0.59B0.06N涂層刀片表現出更優異的切削性能。

圖6 Cr0.42Al0.58N（a）、Cr0.35Al0.59B0.06N（b）和Cr0.37Al0.54Si0.09N（c）涂層在1 100℃空氣氛圍中氧化15 h后的斷口截面SEM形貌

圖7 切削TC4刀片磨損圖片

圖8 切削TC4刀片磨損值對比

3 結論

1）Cr0.42Al0.58N和Cr0.35Al0.59B0.06N涂層為單相立方結構，Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層為立方和六方的兩相結構。B和Si的摻雜引起的固溶強化和晶粒細化作用，使得涂層的硬度由Cr0.42Al0.58N涂層的(29.8± 1.5)GPa提高到Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的(36.9± 1.4)GPa和Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的(33.8±1.6)GPa；B和Si的摻雜降低了涂層與基體的結合力，由Cr0.42Al0.58N涂層的116.2 N降至Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的58.3 N和Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層的58.0 N。

2）B和Si的添加抑制了Cr–N鍵的斷裂，改善了CrAlN涂層的熱穩定性。Cr–N鍵的起始斷裂溫度由Cr0.42Al0.58N的1 000 ℃提升至Cr0.35Al0.59B0.06N的1 200 ℃和Cr0.37Al0.54Si0.09N的1 100 ℃。另外，對于同為單相立方結構的Cr0.42Al0.58N和Cr0.35Al0.59B0.06N涂層，其w-AlN的生成溫度由Cr0.42Al0.58N的1 000 ℃提高到Cr0.35Al0.59B0.06N的1 100 ℃。

3）B和Si的摻雜促進了涂層氧化過程中表面致密氧化物的生成，顯著改善了涂層的高溫抗氧化能力。在1 100 ℃下氧化15 h后，Cr0.42Al0.58N和Cr0.35Al0.59B0.06N涂層的氧化層厚度分別為2.38、1.80 μm，而Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層呈現出最優異的抗氧化性，氧化層的厚度僅為0.53 μm。

4）B和Si的摻雜大幅提升了CrAlN涂層切削鈦合金的性能，在切削45 min后，Cr0.42Al0.58N、Cr0.35Al0.59B0.06N、Cr0.37Al0.54Si0.09N涂層刀片的磨損量分別為0.5、0.071、0.173 mm。

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Effects of B and Si Doping on CrAlN Coating Structure and Tool Life of Cutting Titanium Alloy

1,2,1*,2,2

(1. School of Mechanical and Electrical Engineering, Northwestern Polytechnical University, Xi'an 710072, China; 2. Zhuzhou Cemented Carbide Cutting Tools Co., Ltd., Hunan Zhuzhou 412007, China)

Because CrAlN coating has excellent oxidation resistance components, it is widely used in the field of cutting tool coating. However, the thermal decomposition of CrAlN coating above 900 ℃ leads to a drop in mechanical properties. Therefore, B and Si doping method was adopted in this study to further improve the performance of CrAlN coating. The structure, hardness, cohesion, thermal and machining properties of Cr0.42Al0.58N, Cr0.35Al0.59B0.06N and Cr0.37Al0.54Si0.09N deposited by cathodic arc evaporation were investigated by X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscopy (SEM), nano-indentation, scratch test and cutting experiment. The Cr0.42Al0.58N and Cr0.37Al0.54Si0.09N coatings presented a single phase cubic structure, whereas the Cr0.35Al0.59B0.06N coating was mixed cubic-wurtzite structure. Cr0.42Al0.58N coating presented typical columnar crystal morphology along the growth direction. The addition of B and Si inhibited the growth of columnar crystals. The fracture morphology of Cr0.35Al0.59B0.06N coating and Cr0.37Al0.54Si0.09N coating was composed of fine columnar crystals and nanocrystals respectively. The solid solution strengthening and grain refinement caused by B and Si doping increased the hardness of the coating from (29.8±1.5)GPa of Cr0.42Al0.58N coating to (36.9±1.4)GPa of Cr0.35Al0.59B0.06N coating and (33.8±1.6)GPa of Cr0.37Al0.54Si0.09N coating. However, B and Si doping reduced the cohesion with substrate from 116.2 N of Cr0.42Al0.58N coating to 58.3 N and 58.0 N of Cr0.35Al0.59B0.06N and Cr0.37Al0.54Si0.09N. The grain refinement caused by the addition of B and Si reduced the elastic modulus of the coating. The elastic modulus of Cr0.42Al0.58N, Cr0.35Al0.59B0.06N and Cr0.37Al0.54Si0.09N coatings was 523.6, 484.8 and 431.7 GPa respectively. The addition of B and Si improved the plastic deformation resistance of the coating. The ratios of3/2of Cr0.42Al0.58N, Cr0.35Al0.59B0.06N and Cr0.37Al0.54Si0.09N coatings were 0.097, 0.213 and 0.206 respectively. The addition of B and Si inhibited the fracture of Cr-N bond, thus retarding the thermal decomposition process. The initial fracture temperature of Cr-N bond increased from 1 000 ℃ of Cr0.42Al0.58N to 1 200 ℃ of Cr0.35Al0.59B0.06N and 1 100 ℃ of Cr0.37Al0.54Si0.09N. In addition, the formation temperature of w-AlN increased from 1 000 ℃ of Cr0.42Al0.58N to 1 100 ℃ of Cr0.35Al0.59B0.06N. The doping of B and Si promoted the formation of dense oxides on the surface of the coating during oxidation, thus significantly improving the high-temperature oxidation resistance of the coating. After oxidation at 1 100 ℃ for 15 h, the oxide layer thickness of Cr0.42Al0.58N and Cr0.35Al0.59B0.06N coatings was 2.38 μm and 1.80 μm. Cr0.37Al0.54Si0.09N coating showed the best oxidation resistance, and the thickness of the oxide layer of the coating was only 0.53 μm. A mixed oxide layer consisting of Al2O3, Cr2O3and SiO2was grown on the surface of the coating containing Si. The oxide layer could avoid the formation of porous structure, thus maintaining a good combination with the residual nitride layer and providing effective protection for the coating. B and Si doping can improve the cutting performance of CrAlN coating on titanium alloy materials. After 45 min of cutting, the wear amount of Cr0.42Al0.58N, Cr0.35Al0.59B0.06N and Cr0.37Al0.54Si0.09N coated inserts is 0.5 mm, 0.071 mm and 0.173 mm respectively.

Cr1–xAlN coating; multi-doping; thermal stability; oxidation resistance; cutting performance

2022-11-29；

2023-02-24

TG113.12

A

1001-3660(2023)10-0360-07

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2023.10.031

2022-11-29；

2023-02-24

國家科技重大專項（2017-Ⅶ-0002-0095）

Major National Science and Technology Projects (2017-Ⅶ-0002-0095)

王羽中, 史耀耀, 張國飛, 等. B和Si摻雜對CrAlN涂層結構和切削鈦合金壽命的影響[J]. 表面技術, 2023, 52(10): 360-366.

WANG Yu-zhong, SHI Yao-yao, ZHANG Guo-fei, et al. Effects of B and Si Doping on CrAlN Coating Structure and Tool Life of Cutting Titanium Alloy[J]. Surface Technology, 2023, 52(10): 360-366.

通信作者（Corresponding author）

責任編輯：彭颋