Tib２-B4C陶瓷刀具切削Ｉnconel 718合金的切削性能與磨損機制
2020-4-8 來源： 廣東工業大學機電工程學院 作者：譚大旺，郭偉明，吳利翔，曾令勇，林華泰
摘要：采用熱壓燒結法制備了組成 （體積分 數，下同）為８０％ＴｉＢ２－２０％Ｂ４Ｃ（ＴＢ２）和 ２０％ＴｉＢ２－８０％Ｂ４Ｃ（ＴＢ８）的陶瓷并制成刀具，分別在切削速度為５０ ｍ·ｍｉｎ－１和 １５０ ｍ·ｍｉｎ－１下 對Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８合金進行切削加工，研究了陶瓷刀具的切削性能和磨損機制，并與 ＹＧ 硬質合金刀具的進行了對比。結果表明：ＴＢ２ 陶瓷的抗彎強度和維氏硬度均低于 ＴＢ８ 陶瓷的，但斷裂韌度比ＴＢ８陶瓷的高約２６％；在兩種切削速度下，ＴＢ２陶瓷刀具的壽命最長，約為 ＴＢ８陶瓷刀具和 ＹＧ硬質合金刀具的２倍；ＴＢ２陶瓷刀具后刀面和刀尖的磨損機制主要為黏結磨損，邊界溝槽的形成機制主要為輕微崩刃和冷焊層剝落；ＴＢ８陶瓷刀具后刀面和刀尖的磨損機制主要為崩刃，邊界溝槽的形成機制主要為崩刃和冷焊層成片剝落。
關鍵詞：ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ 陶瓷；刀具；Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８合金；切削性能；磨損機制
０ 引言
鎳基高溫合金具有優異的高溫強度、化學穩定性、耐腐蝕性、抗熱震性等性能，廣泛應用于航空航天、能源和化工等領域。Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８合金是應用最為廣泛的一種鎳基高溫合金［１－３］，該合金的強度高、導熱系數小且易產生加工硬化，屬于難加工材料［４－５］。在加工Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８合金時，為了獲得較長的刀具使用壽命和較低的工件表面粗糙度，除了要求切削刀具材料具有較高的硬度外，還要求其具有較高的強度、紅硬性、抗氧化性、斷裂韌性和高溫化學穩定性等［６］。
目前，用于高溫合金切削加工的刀具主要為硬質合金刀具。但是硬質合金刀具的耐熱性較差，導致其切削速度很慢，無法滿足現代工業對加工效率的要求［７］。與硬質合金刀具相比，陶瓷刀具的硬度更高，紅硬性和高溫強度更好，加工高溫合金時的切削速度更高且刀具壽命更長［８－９］。ＴｉＢ２基陶瓷是一種新型刀具材料，具有高的熔點、高溫強度、硬度以及優異的耐磨性能，可用于 切削難加工 材 料［１０－１４］。ＳＯＮＧ等［１５］用 ＴｉＢ２基陶瓷刀具加工 Ｃｒ１２ＭｏＶ 模具鋼時獲得了良好的切削效果，以后刀面磨損高度為０．６ｍｍ 為磨損標準，其有效切削長度超過１７００ｍ。
Ｂ４Ｃ材料具有優異的硬度和抗彎強度，將其與ＴｉＢ２ 復合燒結得到的 ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ 復相陶瓷具有優異的力學性能［１６－１８］。目前，ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ 復相陶瓷作為刀具材料的研究較少。為此，作者制備了不同配比的ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ復相 陶 瓷 并 將 其 加 工 成 刀 具 對 Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８合金進行切削，研究了不同切削速度下的切削性能，并與商用硬質合金刀具的進行了對比。１ 試樣制備與試驗方法試驗 原 料 有 Ｂ４Ｃ 粉 體，純 度 ９９％，平 均 粒 徑３μｍ；ＴｉＢ２粉體，純度９９．５％，平均粒徑５μｍ。工件材料為Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８合金，屈服強度為１ １００ＭＰａ，抗拉強度為１ ３１０ＭＰａ，伸長率為２３．３％，彈性模量為２０６ＧＰａ，導熱系 數為 １１．２ Ｗ·ｍ－１·Ｋ－１，密度 為８ ４７０ｋｇ·ｍ－３，退火后的硬度約為２．５ＧＰａ［１］。
分別按照組成（體積分數，下同）為 ８０％ＴｉＢ２－２０％Ｂ４Ｃ（ＴＢ２）和２０％ＴｉＢ２－８０％Ｂ４Ｃ（ＴＢ８）進行配料，在行星球磨機上以轉速為４５０ｒ·ｍｉｎ－１球磨８ｈ，磨球為Ｓｉ３Ｎ４ 球，球料質量比為２∶１，球磨介質為丙酮。球磨后的物料在５０ ℃下旋轉蒸發烘干，過１００目篩后，倒入直徑為５０ｍｍ 的石墨模具中，在氬氣氣氛中以１０℃·ｍｉｎ－１的升溫速率加熱至２ ０００ ℃，保溫１ｈ進行熱壓燒結，壓力為３０ＭＰａ，隨爐冷卻。應用阿基米德 排水法測定陶瓷試樣的體積密度。采用四點彎曲法在ＩＮＳＴＲＯＮ－１１９５型萬能材料試驗 機 上 測 抗 彎 強 度，試 樣 尺 寸 為 １．５ ｍｍ×２ｍｍ×２５ｍｍ，下跨距為２０ｍｍ，上跨距為１０ｍｍ，壓頭下壓速度為０．５ｍｍ·ｍｉｎ－１。將陶瓷試樣鏡面拋光后，采 用 ＨＶＳ－３０ＺＣ 型 維 氏 硬 度 計 測 維 氏 硬度，載荷為２４．５２Ｎ，保載時間為１０ｓ；應用壓痕法測斷裂韌 度，載 荷 為 ９８ Ｎ，保 載 時 間 為 １０ｓ。 使 用Ｎｏｖａ ＮａｎｏＳＥＭ４３０型超高分辨率場發射掃描電子顯微鏡（ＳＥＭ）觀察陶瓷試樣的表面形貌（拋光后），以及維氏硬度測試后的壓痕形貌。
將所制備的復相陶瓷加工成型號為ＳＮＧＮ１２０７１２Ｔ０２０２０的標準刀具，刀尖圓弧半徑為１．２ｍｍ。用復相陶瓷刀具和商用硬質合金（ＹＧ）刀具對Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８合金進行連續切削，刀片安裝前角為－６°，后角為 ６°，主偏角 為 ４５°，切削速度分別為５０，１５０ｍ·ｍｉｎ－１，切削深度為 ０．５ ｍｍ，進給量為０．１ｍｍ·ｒ－１。在切削過程中，使用 ＯＬＹＭＰＵＳＳＺ６１型體視顯微鏡觀察并測量刀具的邊界磨損高度、后刀面磨損高度和刀尖磨損高度，當后刀面磨損高度達到０．３ｍｍ 時停止切削，對應的切削長度為有效切削長度，以有效切削長度來表征刀具壽命。采用Ｎｏｖａ ＮａｎｏＳＥＭ４３０型超高分辨率場發射掃描電子顯微鏡觀察刀具后刀面的磨損形貌。
２、試驗結果與討論
２．１ 陶瓷的微觀形貌和力學性能
由圖１ 可 知：在 ＴＢ２ 陶 瓷 中，Ｂ４Ｃ 增強相 （黑色）均 勻 分 布 在 ＴｉＢ２（灰色）基體中；在 ＴＢ８ 陶瓷中，ＴｉＢ２增強相均勻分布在 Ｂ４Ｃ基體中。
圖１ ＴＢ２和ＴＢ８陶瓷表面拋光后的微觀形貌
由表１ 可知：ＴＢ２ 陶瓷的相對密度、抗彎強度和維氏硬度 均 略 低 于 ＴＢ８ 陶 瓷 的，但 斷 裂 韌 度 比ＴＢ８陶瓷的高約２６％；ＴＢ８陶瓷的維氏硬度比 ＴＢ２陶瓷的高，這 是 因 為 Ｂ４Ｃ 陶 瓷 的 本 征 硬 度 （３５～４３ＧＰａ）顯著高于 ＴｉＢ２陶瓷的（２４～３２ＧＰａ）。
表１ 不同陶瓷的物理和力學性能
由圖２可知：在 ＴＢ２陶瓷中，維氏壓痕裂紋較曲折，裂紋在 ＴｉＢ２基體上沿晶界擴展，在擴展過程中遇到 Ｂ４Ｃ晶粒即發生偏轉，如箭頭所指；在 ＴＢ８陶瓷中，維氏壓痕裂紋較平直，裂紋在 Ｂ４Ｃ 基體中以及遇到 ＴｉＢ２晶粒時基本都為穿晶擴展。這是因為 ＴＢ２陶瓷的斷裂韌性高于 ＴＢ８陶瓷的。
圖２ ＴＢ２和ＴＢ８陶瓷的維氏壓痕裂紋形貌
２．２ 刀具的切削性能
由圖３ 可以看出：當切削 速度為 ５０ ｍ·ｍｉｎ－１時，ＴＢ２陶瓷刀具的有效切削長度超過８００ｍ，約為ＴＢ８陶瓷刀具和 ＹＧ硬質合金刀具的３倍，當切削速度為１５０ｍ·ｍｉｎ－１時，其有效切削長度超過３４０ｍ，約為 ＴＢ８陶瓷刀具和 ＹＧ 硬質合金刀具的２倍，可見ＴＢ２陶 瓷 刀 具 的 壽 命 最 長；在 較 低 的 切 削 速 度（５０ｍ·ｍｉｎ－１）下，三種刀具的后刀面磨損高度均隨圖３ 不同切削速度下不同刀具后刀面磨損高度隨切削長度的變化曲線切削長度的增加而平穩增加，沒有出現快速磨損階段，在較高的切削速度（１５０ｍ·ｍｉｎ－１）下，ＴＢ２陶瓷刀具和 ＹＧ 硬質合金刀具分別在切削長度達 １００，２００ｍ 時發生快速磨損，ＴＢ８陶瓷刀具的磨損很快，在切削長度達到 １００ ｍ 時其后刀面磨損高度即達到３００μｍ；切削速度為１５０ｍ·ｍｉｎ－１時三種刀具的壽命均約為切削速度為５０ｍ·ｍｉｎ－１下的１／２。
圖３ 不同切削速度下不同刀具后刀面磨損高度隨切削長度的變化曲線
由圖４可以看出：隨著切削長度的增大，ＴＢ２陶瓷刀具和 ＴＢ８陶瓷刀具的邊界磨損高度均先緩慢增加后迅速增加，而 ＹＧ 硬質合金刀具的邊界磨損高度保持緩慢增加趨勢；三種刀具的刀尖磨損高度均隨切削長度的增加而增大，但 ＹＧ 硬質合金刀具的刀尖磨損得更慢。結合圖３（ｂ）分析可知：當切削長度小于２５０ｍ 時，ＴＢ２陶瓷刀具的后刀面磨損高度大于邊界磨損高度，而當切削長度約為３００ｍ時，邊界磨損高度超過１ ２００μｍ，遠大于后刀面磨損高度；當切削長度小于１００ｍ 時，ＴＢ８陶瓷刀具的邊界磨損高度與后刀面磨損高度相差不大，但當切削長度約為１５０ｍ 時，邊界磨損高度超過９００μｍ，遠大于后刀面磨損高度；ＹＧ 硬質合金刀具的邊界磨損高度始終小于后刀面磨損高度。隨著切削長度的增加，陶瓷刀具的切削刃與刀尖變鈍，變鈍的刀尖對加工表面的擠壓作用增強，導致材料的加工硬化更嚴重；在下一次刀具進給時，硬化的工件材料與刀具的邊界接觸，從而加快了邊界磨損。同時，變鈍的切削刃對工件過渡表面的擠壓作用也增強，切削刀無法順利切下待加工表面硬化層，使待加工表面與過渡表面交界處形成硬化毛邊；硬化毛邊對刀具的高頻沖擊造成刀具在邊界處發生輕微崩刃，因而邊界磨損迅速增加。與陶瓷刀具相比，ＹＧ 硬質合金的韌性更高，邊界處不易發生崩刃；此外，切削溫度對硬質合金的影響較大，而切削溫度最高的位置位于切深中部。因此，ＹＧ 硬質合金刀具的后刀面磨損高度大于邊界磨損高度。
圖４ 當切削速度為１５０ｍ·ｍｉｎ－１時不同刀具的邊界磨損高度和刀尖磨損高度隨切削長度的變化曲線
２．３ 刀具的磨損形貌
由圖５（ａ）可以看出，在１５０ ｍ·ｍｉｎ－１下切削３４０．１ｍ 長時，ＴＢ２陶瓷刀具的后刀面邊界（Ｎ 區）發生了嚴重的溝槽磨損，刀尖處（Ｃ 區）的磨損高度小于邊界處的，而后刀面（Ｂ區）的磨損高度最小。
圖５ 在１５０ｍ·ｍｉｎ－１下切削３４０．１ｍ長時ＴＢ２陶瓷刀具的磨損形貌
由圖５（ｂ）可以看出：在切削刃（位置１）處存在比較嚴重的積屑瘤，以及會導致積屑瘤剝落的裂紋；后刀面出現了黏結層，該黏結層主要含有鎳、鐵和鉻元素，說明黏結層由工件材料形成，由于后刀面與工件之間存在持續的擠壓和摩擦，黏結層會不斷發生剝落和重新形成，因此會不斷帶走刀具表層的材料，導致后刀面磨損高度不斷增大；在該區域還存在輕微的崩刃現象。綜上可知，刀具后刀面的磨損機制主要為黏結磨損和輕微崩刃。
由圖５（ｃ）可以看出，后刀面邊界（位置２）的磨損溝槽邊緣存在工件冷焊層，冷焊層發生剝落使刀具基體裸露在外，在冷焊層上還黏結著刀具基體晶粒的剝落鱗片（如箭頭所示）。隨著切削的進行，陶瓷刀具邊界處發生輕微崩刃，崩刃處擠壓工件使工件過渡表面的材料在刀具后刀面形 成硬化的冷焊層；冷焊層在切削過程中不斷地受到硬化毛邊的沖擊而發生剝落，剝落的冷焊層帶走大量黏結在其上的刀具基體材料，導致溝槽不斷向尾部擴大，從而形成邊界區細長的溝槽磨損形貌。溝槽一旦形成，刀具邊界對工件的擠壓作用和工件表面的加工硬化程度均增大，從而加速溝槽的磨損。因此，刀具邊界的磨損機制主要為輕微崩刃和冷焊層剝落。
由圖５（ｄ）可以看出：后刀面刀尖（位置３）存在與刀具基體結合比較緊密且比較厚的黏結層（如箭頭所指），因此刀尖的磨損機制主要為黏結磨損。由于 ＴＢ２陶瓷的韌性較好，且以沿晶斷裂為主，因此刀具材料更容易以拔出、脫落的形式被工件冷焊層和黏結層帶走，從而造成后刀面的磨損。
由圖６可知：在１５０ｍ·ｍｉｎ－１下切削１５４ｍ 長時，ＴＢ８陶瓷刀具的后刀面邊界（Ｎ 區）同樣發生了圖６ 在１５０ｍ·ｍｉｎ－１下切削１５４ｍ長時ＴＢ８陶瓷刀具的磨損形貌Ｆｉｇ．６ Ｗｅａｒ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ｏｆ ＴＢ８ｃｅｒａｍｉｃ ｃｕｔｔｉｎｇ ｔｏｏｌ ａｆｔｅｒ ｃｕｔｔｉｎｇｉｎ １５４ｍｌｅｎｇｔｈ ａｔ １５０ｍ爛ｍｉｎ－１：（ａ）ａｔ ｌｏｗ ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ ａｎｄ（ｂ）ｅｎｌａｒｇｅｄ ｖｉｅｗ ｏｆ ｔｈｅ ｒｅｃｔａｎｇｌｅ嚴重的溝槽磨損，同時后刀面（Ｂ 區）和刀尖處 （Ｃ區）發生嚴重的崩刃和輕微的黏結磨損；ＴＢ８ 陶瓷刀具的溝槽磨損形貌與 ＴＢ２陶瓷刀具的類似，但由于ＴＢ８陶瓷的斷裂韌度較低，更容易出現大塊崩刃，因此磨損溝槽的寬度更大；由邊界區（圖中方框）的放大形貌可見，崩刃處形成了新的切削刃，新切削刃較鋒利，因此刀具對工件的擠壓作用較輕，工件與刀具之間的冷焊作用較弱，溝槽磨損的原因主要為工件硬化毛邊的沖擊導致溝槽位置的冷焊層帶著刀具基體成塊裂開并剝落，而不是刀具晶粒被冷焊層黏結而帶走，因此 ＴＢ８陶瓷刀具的邊界磨損機制為崩刃和冷焊層成片剝落；由于新切削刃處的排屑阻力增加，因此崩刃處形成一些積屑瘤，如圖６（ｂ）中箭頭所指。ＴＢ８ 陶瓷刀具的后刀面雖然存在黏結磨損，但是由于 ＴＢ８陶瓷的斷裂韌性低，因此后刀面磨損以切削刃崩刃破損為主；刀尖的磨損形貌與后刀面 的幾乎一致，磨損機制主要為崩刃。 雖然ＴＢ８陶瓷刀具的硬度更高，但是 由 于斷 裂 韌 度較小，同時崩刃和剝落現象嚴重，因此其壽命比 ＴＢ２陶瓷刀具的更短。
由圖７（ａ）可以看出，在１５０ ｍ·ｍｉｎ－１下切削１５９．５ｍ 長時，ＹＧ 硬 質 合金 刀 具 后 刀面（Ｂ 區）的磨損高度略大，但不同區域均以黏結磨損為主，同時后刀面邊界發 生 輕 微 崩 刃 （如 圖 中 箭 頭 所 指）。由圖７（ｂ）可以看出，ＹＧ 硬質合金刀具后刀面存在明顯的黏結層，且切削刃處存 在 積屑瘤，高度約為６０μｍ，積屑瘤與刀具基體結合緊密。由于 ＹＧ 硬質合金的斷裂韌性較高，其刀具的切削刃在切削過程中不易發生崩刃，可以保持比較鋒利的切削刃結構，因此對工件的擠壓作用較輕，工件的加工硬化不嚴重；后刀面邊界沒有出現因工件硬化導致的溝槽磨損形貌。但是，由于 ＹＧ 硬質合金抗黏結磨損性能差，其刀具材料更容易因為黏結層不斷的剝落與形成而脫落，因此刀具壽命較短。
圖６ 在１５０ｍ·ｍｉｎ－１下切削１５４ｍ長時ＴＢ８陶瓷刀具的磨損形貌
圖７ 在１５０ｍ·ｍｉｎ－１下切削１５９．５ｍ長時ＹＧ硬質合金刀具的磨損形貌
與傳統的 ＹＧ 硬質合金刀具相比，ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ 陶瓷刀具由于斷裂韌性較低，在切削高溫合金時容易發生崩刃，導致切削刃過早鈍化；鈍化的切削刃使高溫合金在切削過程中的加工硬化比較嚴重，導致刀具發生溝槽磨損。與硬質合金相比，ＴＢ２陶瓷具有更好的抗黏結磨損性能，因此 ＴＢ２陶瓷刀具的壽命更長。ＴＢ２陶瓷和 ＴＢ８陶瓷的硬度均超過２０ＧＰａ，遠高于高溫合金的（約為２．５ＧＰａ），因此硬度不是影響 ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ 陶瓷刀具加工高溫合金時切削性能的主要因素。ＴＢ２陶瓷的抗彎強度雖略低于 ＴＢ8陶瓷的，但仍保持在一個較高的水平，陶瓷刀具并沒有因為強度不足而發生整體斷裂，因此抗彎強度也不是影響 ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ 陶瓷刀具加工高溫合金時切削性能的主要因素。ＴＢ８ 陶瓷的斷裂韌度低于 ＴＢ２陶瓷的，較低的斷裂韌度易 導致切削刃崩刃，因 此ＴＢ８陶瓷刀具的崩刃現象比 ＴＢ２陶瓷刀具的更嚴重，這說明斷裂韌性是影響 ＴｉＢ２－Ｂ４Ｃ 陶瓷刀具加工高溫合金時切削性能的主要因素。提高陶瓷刀具的斷裂韌性，有利于保持切削刃的整體結構，減小切削阻力。綜上可知，ＴｉＢ２基陶瓷刀具在切削高溫合金時的切削性能比 Ｂ４Ｃ基陶瓷刀具的更好，可以獲得更長的刀具壽命。
３、結論
（１）采用熱壓燒結法制備了以 ＴｉＢ２為 基 體、Ｂ４Ｃ為增強相的８０％ＴｉＢ２－２０％Ｂ４Ｃ（ＴＢ２）陶瓷和以Ｂ４Ｃ 為基體、ＴｉＢ２為 增 強 相 的 ２０％ＴｉＢ２－８０％Ｂ４Ｃ（ＴＢ８）陶瓷，兩種陶瓷中的增強相都均勻分布在基體中；ＴＢ２陶瓷的相對密度、抗彎強度和維氏硬度都略低于 ＴＢ８ 陶瓷的，但斷裂韌度比 ＴＢ８ 陶瓷的高約２６％。
（２）對Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８高溫合金進行切削時，在切削速度為５０，１５０ ｍ·ｍｉｎ－１下，ＴＢ２ 陶瓷刀具的壽命約為 ＴＢ８陶瓷刀具和 ＹＧ 硬質合金刀具的２倍；當切削速度為１５０ｍ·ｍｉｎ－１時，三種刀具的壽命均約為切削速度為５０ｍ·ｍｉｎ－１時的１／２。
（3）ＴＢ２陶瓷刀具后刀面和刀尖的磨損機制主要為黏結磨損，邊界溝槽的形成是由于刀具發生輕微崩刃和冷焊層的剝落；而 ＴＢ８陶瓷刀具后刀面和刀尖的磨損機制主要為崩刃，邊界溝槽的形成是由于刀具發生崩刃和冷焊層發生了成片剝落；ＴＢ２陶瓷的斷裂韌性更好，更有利于保持切削刃結構的完整性和鋒利程度，且具有更好的抗黏結能力，因此其刀具壽命更長。
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