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0 前言
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高速干式切削技术因其具有加工精度高、加工件表面质量好和绿色环保等优势，已广泛应用于机械制造行业。涂层刀具的出现，使高速干式切削技术有了重大突破。硬质涂层兼具高硬度、耐磨和抗高温氧化等优点，可有效延长刀具的使用寿命。 AlCrN 涂层作为近年来发展最为迅速的硬质涂层之一，涂层中的 Al 元素在高温条件下能够在涂层表面生成致密的富 Al 氧化膜，阻碍氧元素向涂层内部扩散，使其具有良好的抗氧化性能[i]。但是，在高速干式切削强热力耦合作用下，涂层刀具刃口处磨损加剧[2]，AlCrN 涂层在高速干式切削方面上的应用面临着重要挑战。
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为了进一步提高 AlCrN 涂层的性能，研究人员在相关研究基础上，加入合金元素如 Si 和 B 等，制备了具有高硬度、高耐磨和耐热的 AlCrSiN 和 AlCrBN 纳米复合涂层[3-5]，如在 AlCrN 涂层中加入 10 at.%的 Si，可形成非晶 SiNx相，进一步细化涂层晶粒，涂层硬度可从 26 GPa（AlCrN 涂层）增加到36 GPa（AlCrSiN 涂层）[3]。何澄等[4]比较了 AlCrN 和 AlCrSiN 涂层的干式切削性能，同等磨损条件下， AlCrN 涂层刀具铣削长度为 11 m，而 AlCrSiN 涂层刀具的铣削长度可达 18 m，铣削寿命显著提升。最近，有研究表明，在 AlCrN 涂层中加入 B 元素亦可形成纳米复合结构，从而可获得更高的硬度和优异的高温性能[5-7]。TRITREMMEL 等[8]沉积制备了 AlCrBN 涂层，该涂层的复合结构由非晶 BNx 相包裹 AlCrN 纳米晶体组成。与 AlCrN 涂层相比， AlCrBN 涂层具有更高的硬度和高温抗氧化性能。 CHEN 等[9]指出，细晶强化和固溶强化是 AlCrBN 涂层具有高硬度的主要原因，并且较高的硬度和高温稳定性进一步提高了其抗高温磨损性能。HU 等[10] 对 AlCrN 和 AlCrBN 涂层进行了对比试验，发现经 1 000℃退火后，AlCrN 涂层的硬度急剧下降，而 AlCrBN 涂层的组织结构基本不变，其硬度仍保持在 32 GPa 以上。NGUYEN 等[11]发现，经 600～1 000℃的高温氧后，B 元素的加入降低了 CrAlBN 涂层的氧化速率。此外，由于 B 可以形成 B2O3 氧化薄膜，该薄膜有助于进一步降低摩擦因数。DING 等[12]报道，TiB2基陶瓷复合材料在大气气氛中发生摩擦磨损时，可原位形成含 B 的氧化薄膜，进而表现出较低的摩擦因素数和磨损率。
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本文利用离子源增强的多弧离子镀技术[13]制备了 3 种不同 B 含量的 AlCrBSiN 涂层，系统研究 B 含量对涂层结构、高温稳定性、高温硬度和高速干式车削性能的影响，并对其切削磨损机理进行了详细讨论。
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1 材料与方法
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1.1 涂层制备
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高速干式切削试验选用刀具为桃型 YG8 硬质合金车刀片。为方便检测涂层的组织结构、力学和高温性能，选择与刀具基体材料相同的块状试样 （20 mm×20 mm×4.5 mm）。块状试样先经金刚石磨盘进行研磨和抛光处理，随后放入超声波清洗设备。所有试样均在丙酮和酒精中各清洗 20 min，吹干后待用。本文制备的 AlCrBSiN 涂层结构包括 3 部分：粘接层（Cr＋CrN）、过渡层（AlCrN）、工作层（AlCrBSiN）。首先，利用纯 Cr 靶制备粘结层 Cr＋CrN，负偏压为‒60 V，电流为 120 A，沉积时间为 16 min；接下来，开启 Al67Cr33合金靶（下标为原子比，靶材纯度为 99.97 at.%）制备 AlCrN 过渡层，负偏压为‒60 V，合金靶电流为 130 A，沉积时间为 140 min；最后制备工作层。具体步骤如下所述。
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（1）B0 涂层的工作层：使用 2 块 Al60Cr30Si10 （下标为原子比，靶材纯度为 99.97 at.%），负偏压为 ‒60 V，Al60Cr30Si10 靶材电流为 130 A，沉积时间为 50 min。
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（2）B5 涂层的工作层：使用 1 块 Al60Cr30Si10 （99.97 at.%）和 1 块 Al67Cr28B5（99.95 at.%），负偏压为‒60 V，Al60Cr30Si10靶电流为 130 A，Al67Cr28B5 靶电流为 80 A，沉积时间为 50 min。
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（3）B10 涂层的工作层：使用 1 块 Al60Cr30Si10 （99.97 at.%）和 1 块 Al60Cr30B10（99.95 at.%）制备 B10 涂层，负偏压为‒60 V，Al60Cr30Si10 靶电流为 130 A，Al60Cr30B10 靶电流为 80 A，沉积时间为 50 min。
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1.2 涂层表征
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采用 Ultimalv 型 X 射线衍射仪检测涂层的物相，扫描速度和扫描区间别分别为 10（°）/ min 和 30～80 °；采用 Thermo ESCALAB 250 型 X 射线光电子能谱（XPS）设备分析涂层的成分和化学健态，表1 中列出了涂层中的化学成分。可以看出所有涂层中 Al / Cr≈2∶1（原子比），B0、B5 和 B10 涂层中的 B 含量分别为 0、0.64 和 1.03 at.%。采用 Phenom XL 型扫描电子显微镜（SEM）观察涂层横截面以及刀具磨损形貌，并结合能谱仪（EDS）对其进行检测分析。
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采用 Anton Paar RST3 型划痕测试系统对涂层结合强度进行检测，加载速率为 100 N / min，加载长度为 5 mm，最大载荷为 100 N。采用显微硬度计 （MH-5LD 型）表征涂层的努氏显微硬度，载荷为 0.5 N，每个涂层测量 12 次并取其平均值作为最终硬度值；采用 ZM-40-15 立式真空高温热处理炉，分别在 800、900 和 1 000℃条件下对涂层进行高温退火试验，真空度<3 MPa，保温时间 2 h，随后随炉冷却。利用 TAIWAN TAKISAWA LA-150 型车床在对涂层刀具进行高速干式车削试验，切削试验中使用的车削材料为 20CrMo，平均硬度为 200 HB。车削参数为：车削速度 250 m / min，径向深度为 0.3 mm，进给量为 0.1 mm。每车削 1 min 后，使用便携式工具显微镜观察后刀面的磨损形貌，测量磨损宽度。当后刀面磨损达到 0.3 mm 时则判定刀具失效，车削试验停止。同时，利用 Kistler 9129A 测力仪实时测量车削力，并在车削结束后，对车削力进行进一步分析。将径向车削力 Fy和主车削力 Fx 代入公式 μ = tan（γ ＋ arc（Fy / Fx））中计算，即可得出车削的平均摩擦因素。其中，μ 为摩擦因数，γ 为涂层刀具前角，本试验中 γ 为 0°。
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2 结果与分析
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2.1 涂层成分分析
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图1 所示为典型的 B10 涂层的 XPS 图谱。由 B 1s 图谱可以看出，在健结合能为 190.6 eV 处出现的特征峰与非晶 BN 相的 B-N 键相符合[14]。而由 Si2p 图谱发现，在健结合能为 101.6 eV 处出现的峰与非晶 Si3N4 相中的 Si-N 键相吻合 [15]。此外，从 N1s 的 XPS 能谱图中可以发现，在结合能为 396.4、 396.6、397.2 和 398.2 eV 处出现的特征峰分别与 Al-N、Cr-N、B-N 和 Si-N 键相吻合。
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图1 B10 涂层的 XPS 图谱
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Fig.1 XP-spectrums of B10 coating
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2.2 XRD 分析
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图2 所示为 AlCrBSiN 涂层的 XRD 图谱，可以发现涂层的主要物相为固溶的（Al，Cr）N 相和来自于基体的 WC 峰。其中，（Al，Cr）N 相在（111）、 （200）、（220）晶面上均出现衍射峰。（Al，Cr）N 相的形成主要是由于部分 Al 原子置换出 CrN 中的 Cr 原子，从而形成（Cr，Al）N 固溶相。结合上述 XPS 结果可知，B 和 Si 均以非晶 Si3N4 和 BN 相的形式存在于涂层中。
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图2 AlCrBSiN 涂层的 XRD 图谱
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Fig.2 XRD patterns of AlCrBSiN coatings
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2.3 涂层横截面形貌分析
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图3 所示为 AlCrBSiN 涂层截面形貌，由图可知，B0、B5 和 B10 涂层的厚度分别为 4.1、4.1 和 4.0 μm，且涂层与基体结合良好。涂层可分为 3 部分：下层为 Cr＋CrN 粘接层；中间层为 AlCrN 过渡层，可以观察到明显的柱状晶结构；上层为工作层。通过对工作层仔细观察可以发现，加入了 Si 和 B 元素之后，原本 AlCrN 的柱状晶结构变的更加致密，表明 Si 和 B 元素对涂层组织具有细化作用[16]。其中，B5 涂层的工作层中的 B＋Si 含量最少，其晶粒细化程度要低于其他涂层。
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图3 AlCrBSiN 涂层截面形貌
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Fig.3 Cross-section morphologies of AlCrBSiN coatings
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2.4 涂层结合强度分析
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为进一步研究涂层与基体材料之间的结合情况，采用划痕试验对涂层进行检测。图4 所示为 AlCrBSiN 涂层的划痕声发射信号结果以及划痕表面形貌。结合声信号和划痕表面形貌，可得到表征 B0、B5 和 B10 涂层结合强度的 Lc2 值分别为 51.9、 52.8 和 48.1 N，其中 B5 涂层的划痕结合强度最高。
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图4 AlCrBSiN 涂层的声发射结果及划痕表面形貌
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Fig.4 Acoustic emission results and scratched surface morphologies of AlCrBSiN coatings
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2.5 涂层高温性能分析
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图5 所示为 AlCrBSiN 涂层经 800、900 及 1 000℃真空退火后的 XRD 图谱。当退火温度为 800℃时，3 种涂层中的（Al，Cr）N 衍射峰，尤其是 （200）晶面的衍射强度与沉积态相比有所增强，且向高角度发生偏移。晶面衍射强度的增强说明涂层中出现了回复再结晶现象（点缺陷消除、应变释放等），导致（Al，Cr）N 固溶体的结晶程度增加。当退火温度增加到 900℃时，B5 和 B10 涂层中（Al，Cr）N 的（111）和（200）晶面衍射峰强度进一步增强。有研究报道，AlCrN 涂层在 800℃以上进行退火时会发生相分解，分解为 h-AlN 和 h-Cr2N [17]。B0 涂层在 35.9°处出现了明显的 h-AlN 的衍射峰，而 B10 涂层中则同时出现了 h-AlN 和 h-Cr2N 相，表明 B0 和 B10 涂层经 900℃真空退火后均发生了相分解。当退火温度进一步增加到 1 000℃时，3 种涂层中均出现了 h-AlN 和 h-Cr2N 衍射峰，说明经 1 000℃退火后，所有涂层中的（Al，Cr）N 相均都发生了分解，并且 h-Cr2N 相进一步分解为体心立方的 Cr 和 N2 [18]。值得注意的是，B5 涂层中（Al，Cr）N 相的（111）和（200）晶面衍射峰强度虽较于 800℃时有所下降，但其强度仍高于其他涂层；而 B10 涂层的（Al，Cr）N 相衍射峰几乎消失，说明其分解程度较高。由高温 XRD 结果可知，B5 涂层具有较佳的高温相结构稳定性。
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图5 真空退火后 AlCrBSiN 涂层的 XRD 图谱
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Fig.5 XRD patterns of annealed AlCrBSiN coatings
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图6 显示了高温退火后 AlCrBSiN 涂层的努氏硬度。可以看出，未经退火处理的涂层中 B0 涂层的硬度最低，而 B10 涂层硬度最大，达到 3 618± 98 HK0.05。这是由于 B10 涂层中 B＋Si 的含量最高，其晶粒细化效果最强，导致其涂层硬度最高。涂层经 800℃退火后，3 种涂层的硬度均略有上升，其主要原因是涂层中发生了调幅分解，并产生了时效强化效应[19]。当退火温度增加到 900℃时，3 种涂层的硬度均呈现出一定程度的下降，这主要与涂层在 900℃退火后发生了相分解有关。当退火温度进一步增加到1 000℃时，涂层中形成了较软的h-AlN 相，h-Cr2N 相进一步分解为金属 Cr 相和 N2，导致涂层硬度急剧下降。值得注意的是，B5 涂层经 1 000℃退火出后仍表现出较高的硬度（2 800 HK0.05），这可以保证在高速干式切削条件下，涂层刀具切削刃仍能保持较高的力学强度。
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图6 退火后 AlCrBSiN 涂层的显微硬度
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Fig.6 Micro-hardness of annealed AlCrBSiN coatings
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2.6 高速干式车削性能分析
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图7 显示了 AlCrBSiN 涂层在切削速度为 250 m / min 时的高速干式车削寿命、切削力及摩擦因数。由图7a 可以发现，B0 涂层的切削寿命最短，为 14 min，而 B5 和 B10 涂层的寿命分别为 17 min 和 15 min。B5 和 B10 涂层与未含 B 的 B0 涂层相比，切削寿命均有所提升，其中 B5 涂层的车削寿命提升了 21%。以 B5 涂层刀具为例，切削曲线分为 3 个阶段：0～2 min 为初始磨损阶段，涂层的后刀面磨损量增至 0.064 mm；2～6 min 为稳定磨损阶段，后刀面磨损量仅达到 0.081 5 mm；而后进入剧烈磨损阶段直至涂层失效。
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在车削的同时进行了切削力测试，其结果如图7 b 和 7c 所示。涂层刀具在切削时承受的主切削力和径向切削力均随着后刀面磨损程度的增加而增加。观察后刀面磨损过程（图8）可以发现，刀尖逐渐被磨平，后刀面与工件的接触面积增大，导致切削力的逐渐增加。此外，B5 涂层所承受的主切削力和径向切削力均为最低，说明 B5 刀具涂层更适合高速干式车削。由上述高温结果可知， B5 涂层表现出较高的高温相结构稳定性和高温硬度，减少了车削过程中的后刀面磨损，切削刃完整性较好，进而降低了刀-屑接触区之间的摩擦和切削力。由图7b 和 7c 还发现，涂层刀具失效时其切削力均相近，主切削力在 132 N 左右，径向切削力在 107 N 左右。这是因为在切削末期，磨损加剧，后刀面工作区几乎无涂层保护，刀屑接触区涂层面积和切削力均相近。图7d 为 AlCrBSiN 涂层车削时的平均摩擦因素，可以发现 B0、B5 和 B10 涂层的摩擦因数分别为 0.94、0.88 和 0.91。其中，B5 涂层在切削过程中的摩擦因素最低，并且含 B 涂层的 B5 和 B10 涂层车削时的摩擦因素均低于不含 B 的 B0 涂层。
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图7 AlCrBSiN 涂层车削寿命曲线、主切削力和径向切削力以及摩擦因素
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Fig.7 Turning life curve, main turning force and radial turning force and friction factor of AlCrBSiN coatings
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图8 所示分别为 AlCrBSiN 涂层车削 3.5、8 min 后的后刀面磨损形貌。可以发现，在相同切削时间下， B5 涂层车刀的后刀面磨损宽度最小，而 B0 涂层车刀的后刀面磨损宽度最大。随着车削试验的进行，后刀面磨损逐渐增大，且呈山峰形，其磨损形貌也与初期相类似。随着切削时间（长度）增加，切削温度升高，磨损加剧，刀具变钝，导致刀具失效。同时，由于失去涂层的保护作用，刀具基体在高温下更易发生软化，进一步加剧了刀具的磨损，所以涂层刀具的后刀面在切削中后期磨损急剧增加直至失效。
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图8 涂层刀具车削 3.5 min 和 8 min 时的后刀面磨损形貌图
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Fig.8 Wear morphologies on flank face of AlCrBSiN coated cutters after turning 3.5 min and 8 min
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图9a 为 B0 涂层车削 3.5 min 时后刀面的磨损形貌放大图，同时对图中的两个不同区域进行了能谱分析，结果见表2。点 A 处的能谱结果表明该区域为涂层，且可以看到明显的犁沟，显示出典型的磨粒磨损形貌。在加工过程中，涂层表面的“大颗粒”以及被加工材料中的“硬质颗粒”在切削应力与剪切应力的作用下，发生脱落并随切屑流向刀屑接触区，从而产生机械划擦作用，划伤涂层表面，产生磨粒磨损。点 B 处灰色物质的主要成分为 Fe 和 Cr，这与被加工材料 20CrMo 的成分相吻合，即发生了粘结磨损。由于刀具基体中的 Co 与被加工材料中的 Fe 亲和力较强，基体与高温状态的被加工件接触后容易发生相互扩散，使得大量被加工材料黏附于刀具表面。在后续的加工过程中，这些表面粗糙的黏着物会增加刀具与工件之间的摩擦力，使得切削时的工作温度增加，加速涂层失效。所以 B0 涂层车刀工作前期，涂层的主要磨损形式为磨粒磨损和粘结磨损。
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图9 B0 涂层车刀工作 3.5 min 时后刀面磨损形貌和 B5 涂层车刀工作 17 min 后的后刀面磨损形貌
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Fig.9 Wear morphologies on flank face of B0 coated cutters after turning 3.5 min and B5 coated cutters after turning 17 min
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图9b 为切削寿命最佳的 B5 涂层刀具切削 17 min 后的后刀面磨损形貌，可以发现其后刀面涂层磨损严重，表面黏附着大量的被加工材料。同时 EDS 结果检测到涂层中有氧存在，表明存在氧化磨损。综上所述，AlCrBSiN 涂层后刀面的主要磨损形式是磨粒磨损、粘结磨损和氧化磨损。
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图10 所示为 B0 涂层车刀前刀面前期 （3.5 min）、中期（8 min）、后期（14 min）的磨损形貌。可以发现，前刀面在距离刃口 300 μm 处形成了“月牙洼”。表3 能谱结果显示月牙洼内部 Fe 元素含量较高，表明大量的被加工材料黏附在前刀面表面，形成典型的粘结磨损。高速干式切削过程中，在切削力 / 热的耦合作用下，切屑易粘结在前刀面表面，且随着切削的进行，部分粘结材料发生脱落并带走涂层材料，裸露出刀具基体材料。观察刀具失效的前刀面形貌可以发现，随着切削过程的进行，月牙洼磨损区域变大，刃口处被磨平，涂层刀具的切削加工能力下降。
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图10 B0 涂层车刀不同车削时间的前刀面磨损形貌
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Fig.10 Wear morphologies on rake face of B0 coated cutters after turning various times
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图11 所示为 B5 涂层车刀前刀面的前期、中期和后期的磨损形貌。可以发现，其前刀面为典型的月牙洼磨损形貌，且随着高速干式车削过程的进行，月牙洼磨损区域变大。表4 中能谱结果显示，月牙洼区域具有较高含量的 Fe 元素，呈现典型的粘结磨损特征，且黏附情况低于 B0 涂层。而月牙洼内部黏附材料的 EDS 结果显示存在少量的氧元素，表明 B5 涂层亦发生了氧化磨损，并且氧含量较 B0 涂层低。B5 涂层前刀面的磨损结果显示，B 元素可以有助于降低 AlCrBN 涂层刀具高速干式切削过程中的粘结磨损和氧化磨损。由上述结果可知，B5 涂层具有较高的结合强度和高温硬度、较低的切削力和摩擦因素，有助于降低涂层磨损，提升涂层刀具的切削寿命。
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图11 B5 涂层车刀前刀面不同切削阶段的磨损形貌
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Fig.11 Wear morphologies on rake face of B5 coated cutters
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图12 所示为 B10 涂层车刀前刀面的前、中、 后期的磨损形貌。由表 5 能谱结果可知，B10 涂层前刀面磨损方式主要是粘结磨损和氧化磨损， 且 B10 涂层 B 含量最高，因此其抗粘结性好，前刀面的灰白色黏附物也较少。但由于 B10 涂层高温（900℃和 1 000℃）硬度降低，导致其切削寿命较 B5 涂层低。
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图12 B10 涂层车刀前刀面不同切削阶段的磨损形貌
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Fig.12 Wear morphologies on rake face of B10 coated cutters
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3 结论
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（1）在 AlCrSiN 涂层中添加 B 元素形成 AlCrBSiN 复合涂层，可以增加涂层的室温硬度、结合强度、高温相结构稳定性和高温硬度。
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（2）B 元素的添加降低了 AlCrBSiN 涂层刀具高速干式切削过程中的切削力、摩擦因素、磨粒磨损和粘结磨损。
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（3）所制备的 AlCrBSiN 涂层能有效提高刀具表面的高温和抗切削磨损性能，在高速干式切削领域具有较好的应用情景。
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摘要
针对 AlCrSiN 涂层难以满足高速干式切削加工的需求，通过添加 B 元素，利用多弧离子镀技术在硬质合金刀具表面制备高速干式切削性能优异的 AlCrBSiN 涂层。采用 X 射线衍射仪、扫描电镜、高温退火炉、测力仪以及数控车床表征涂层的结构、高温性能及高速干式切削性能。结果表明，不同 B 含量（0 at.%, 0.64 at.%和 1.03 at.%）的 AlCrBSiN 涂层中的相结构均为固溶的（Al，Cr）N 相，B 和 Si 元素主要以非晶 Si3N4和 BN 的形式存在，B 和 Si 元素均能够起到细化晶粒的作用；B5 涂层（0.64 at.%）显示出较好的结合强度（Lc2值为 52.8 N），而 B10 涂层（1.03 at.%）的硬度最高（3618±71 HK0.05）；高温退火试验显示 B5 涂层具有最佳的高温稳定性能，而高速干式车削结果进一步表明 B5 涂层车刀切削力最小，切削寿命最高 （17 min），与未添加 B 的 AlCrSiN 相比提高了 21%。涂层刀具后刀面的主要磨损机理为磨粒磨损和粘结磨损，前刀面的主要磨损机理为氧化磨损、磨粒磨损和粘结磨损。B 元素可以提高 AlCrBSiN 涂层刀具的高温稳定性能和高速干式切削性能。所制备的 AlCrBSiN 涂层能有效提高刀具表面的高温和抗切削磨损性能，在高速干式切削领域具有较好的应用情景。
Abstract
The high-speed dry cutting technology has been widely used in the manufacturing industry because of its high machining accuracy, good surface quality of the machined workpiece, and environmental friendliness. However, the tool during the high-speed dry cutting process suffers from severe thermal / mechanical effects. Therefore, reducing the tool wear is one of the key approaches to improve the high-speed dry cutting technology. To meet the high requirements of coated tools in high-speed dry cutting, AlCrBSiN coatings were prepared on cemented carbide tools by a multiarc ion plating technique. X-ray diffractometry and scanning electron microscopy were used to analyze the phases and microstructures of the AlCrBSiN coatings. A microhardness tester, scratch tester, and vacuum annealing furnace were used to analyze the mechanical and high-temperature properties. Furthermore, the high-speed dry cutting performance against 20CrMo of the AlCrBSiN coatings was investigated by a computer numerical control and high-accuracy dynamometer. X-ray photoelectron spectroscopy and X-ray diffraction results show that the phase structures in the AlCrBSiN coatings with different B contents (0 at.%, 0.64 at.%, and 1.03 at.%) contain solid-soluble (Al, Cr)N phases. The B and Si elements are mainly in the form of amorphous Si3N4 and BN. Both B and Si elements result in grain refinement of the AlCrBSiN coatings. The thicknesses of B0, B5, and B10 coatings were on the order of ～4.0 μm. All coatings were well adhered to the substrate. The AlCrBSiN coatings could be divided into three parts: the bottom layer was a Cr＋CrN adhesion layer, the middle layer was an AlCrN transition layer, and the top layer was an AlCrBSiN working layer. Microhardness and scratch experiments showed that the B5 coating (with a B content of 0.64 atom%) exhibited a higher adhesion strength (Lc2 of 52.8 N), while the B10 coating (with a B content of 1.03 atom%) exhibited the highest hardness (3618 ± 71 HK0.05). A high-temperature annealing experiment showed that the microhardness of the coatings increased slightly after annealing at 800 ℃. Further increase in the annealing temperature to 1000 ℃ resulted in phase decomposition and sharp decrease in microhardness. The B5 coating exhibited the highest temperature stability. The B5-coated cutter exhibited the smallest cutting force and longest life (17 min) during a high-speed dry turning against 20CrMo, 21% larger than that of the AlCrSiN coating without B. Various cutting stages including initial, middle, and failure stages were observed using scanning electron microscopy-energy-dispersive spectroscopy to investigate the wear mechanism evolution during the high-speed dry turning. Scanning electron microscopy observations on the coated cutters after turning showed that the main wear mechanism on the flank face was abrasive and adhesive wear, while the main wear mechanism on the rake face was oxidation, abrasive, and adhesive wear. The addition of B element improved the structural stability and microhardness at the as-deposited state and at a high temperature of the AlCrBSiN composite coating, which is beneficial to maintain the strong mechanical properties of the cutting edge of the coating tool under the high-speed dry cutting. The cutting force, friction factor, abrasive wear, and adhesive wear in the high-speed dry cutting process of the coating tool could be reduced, which shows better wear resistance and adhesion resistance, conducive to an extended service life of the coated tools. The high temperature stability and high-speed dry cutting performance of AlCrBN-coated cutters could be enhanced by the addition of B. The AlCrBSiN coating can effectively improve the high-temperature and cutting wear properties of the tool surface, which has a potential application in high-speed dry cutting.
关键词
AlCrBSiN 涂层 ； 高温性能 ； 高速干式切削 ； 磨损
