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硬质合金刀具材料的研究现状与发展思路 |
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作者：江苏大学 韩韡 许晓静 刘延山 |
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1 引言
切削加工是现代制造业应用最广泛的加工技术之一。据统计，国外切削加工在整个制造加工中所占比例约为80%～85%，而在国内这一比例则高达90%。
刀具是切削加工中不可缺少的重要工具，无论是普通机床，还是先进的数控机床(NC)、加工中心(MC)和柔性制造系统(FMC)，都必须依靠刀具才能完成切削加工。刀具的发展对提高生产率和加工质量具有直接影响。材料、结构和几何形状是决定刀具切削性能的三要素，其中刀具材料的性能起着关键性作用。国际生产工程学会(CIRP)在一项研究报告中指出：“由于刀具材料的改进，允许的切削速度每隔10年几乎提高一倍”。刀具材料已从20世纪初的高速钢、硬质合金发展到现在的高性能陶瓷、超硬材料等，耐热温度已由500～600℃提高到1200℃以上，允许切削速度已超过1000m/min，使切削加工生产率在不到100 年时间内提高了100多倍。因此可以说，刀具材料的发展历程实际上反映了切削加工技术的发展史。
本文回顾了常规刀具材料的基本性能，综合评述了硬质合金刀具材料的研究现状，提出采用晶须增韧补强、纳米复合强化技术制备高性能硬质合金材料的研究发展思路。
2 常规刀具材料的基本性能
1)高速钢
1898 年由美国机械工程师泰勒(F.W.Taylor)和冶金工程师怀特(M.White)发明的高速钢至今仍是一种常用刀具材料。高速钢是一种加入了较多W、Mo、Cr、V等合金元素的高合金工具钢，其含碳量为0.7%～1.05%。高速钢具有较高耐热性，其切削温度可达600℃，与碳素工具钢及合金工具钢相比，其切削速度可成倍提高。高速钢具有良好的韧性和成形性，可用于制造几乎所有品种的刀具，如丝锥、麻花钻、齿轮刀具、拉刀、小直径铣刀等。但是，高速钢也存在耐磨性、耐热性较差等缺陷，已难以满足现代切削加工对刀具材料越来越高的要求；此外，高速钢材料中的一些主要元素(如钨)的储藏资源在世界范围内日渐枯竭，据估计其储量只够再开采使用40～60年，因此高速钢材料面临严峻的发展危机。
2) 陶瓷
与硬质合金相比，陶瓷材料具有更高的硬度、红硬性和耐磨性。因此，加工钢材时，陶瓷刀具的耐用度为硬质合金刀具的10～20倍，其红硬性比硬质合金高2～6倍，且化学稳定性、抗氧化能力等均优于硬质合金。陶瓷材料的缺点是脆性大、横向断裂强度低、承受冲击载荷能力差，这也是近几十年来人们不断对其进行改进的重点。
陶瓷刀具材料可分为三大类：①氧化铝基陶瓷。通常是在Al2O3基体材料中加入TiC、WC、ZiC、TaC、ZrO2等成分，经热压制成复合陶瓷刀具，其硬度可达93～95HRC，为提高韧性，常添加少量Co、Ni等金属。②氮化硅基陶瓷。常用的氮化硅基陶瓷为Si3N4+TiC+Co复合陶瓷，其韧性高于氧化铝基陶瓷，硬度则与之相当。③氮化硅—氧化铝复合陶瓷。又称为赛阿龙(Sialon)陶瓷，其化学成分为77%Si3N4+13%Al2O3，硬度可达1800HV，抗弯强度可达1.20GPa，最适合切削高温合金和铸铁。
3) 金属陶瓷
金属陶瓷与由WC构成的硬质合金不同，主要由陶瓷颗粒、TiC和TiN、粘结剂Ni、Co、Mo等构成。金属陶瓷的硬度和红硬性高于硬质合金，低于陶瓷材料；其横向断裂强度大于陶瓷材料，小于硬质合金；化学稳定性和抗氧化性好，耐剥离磨损，耐氧化和扩散，具有较低的粘结倾向和较高的刀刃强度。
金属陶瓷刀具的切削效率和工作寿命高于硬质合金、涂层硬质合金刀具，加工出的工件表面粗糙度小；由于金属陶瓷与钢的粘结性较低，因此用金属陶瓷刀具取代涂层硬质合金刀具加工钢制工件时，切屑形成较稳定，在自动化加工中不易发生长切屑缠绕现象，零件棱边基本无毛刺。金属陶瓷的缺点是抗热震性较差，易碎裂，因此使用范围有限。
4) 超硬材料
人造金刚石、立方氮化硼(CBN)等具有高硬度的材料统称为超硬材料。金刚石是世界上已知的最硬物质，并具有高导热性、高绝缘性、高化学稳定性、高温半导体特性等多种优良性能，可用于铝、铜等有色金属及其合金的精密加工，特别适合加工非金属硬脆材料。1955年，美国GE公司采用高温高压法成功合成了人造金刚石，1966年又研制出人造聚晶金刚石复合片(PCD)，自此人造金刚石作为一类新型刀具材料得到迅速发展。但由于金刚石中的碳在高温下易与铁元素作用而迅速溶解，因此金刚石刀具不适合加工铁基合金，从而大大限制了金刚石在金属切削加工中的应用。
立方氮化硼(CBN)是硬度仅次于金刚石的超硬材料。虽然CBN的硬度低于金刚石，但其氧化温度高达1360℃，且与铁磁类材料具有较低的亲和性。因此，虽然目前CBN还是以烧结体形式进行制备，但仍是适合钢类材料切削、具有高耐磨性的优良刀具材料。由于CBN具有高硬度、高热稳定性、高化学稳定性等优异性能，因此特别适合加工高硬度、高韧性的难加工金属材料。如采用CBN可转位刀片干式精车淬硬齿轮，每个齿轮的加工成本可降低60%；采用配装球形CBN刀片的立铣刀精铣大型硬质磨具，磨削时间可比传统工艺减少80%。CBN材料的不足之处是韧性较差的问题尚待解决。
4) 硬质合金
硬质合金由Schroter于1926年首先发明。经过几十年的不断发展，硬质合金刀具的硬度已达98～93HRA，在1000℃的高温下仍具有较好的红硬性，其耐用度是高速钢刀具的几十倍。
硬质合金是由WC、TiC、TaC、NbC、VC等难熔金属碳化物以及作为粘结剂的铁族金属用粉末冶金方法制备而成。与高速钢相比，它具有较高的硬度、耐磨性和红硬性；与超硬材料相比，它具有较高的韧性。由于硬质合金具有良好的综合性能，因此在刀具行业得到了广泛应用，目前国外90%以上的车刀、55%以上的铣刀均采用硬质合金材料制造。
硬质合金牌号通常可分为三类：①YG类(WC-Co类)：该类硬质合金制造的刀具具有较好的韧性、耐磨性、导热性等，主要用于加工铸铁、有色金属和非金属。②YT类(WC-TiC-Co类)：由于材料中加入了TiC，使材料的硬度和耐磨性有所提高，但抗弯刚度有所降低。该类硬质合金具有高硬度和高耐热性，抗粘结、抗氧化能力较好，适用于加工钢材，切削时刀具磨损小，耐用度较高。③YW类(WC-TiC-TaC-Co类)：在YT材料中加入TaC是为了提高刀具的强度、韧性和红硬性。该类硬质合金材料具有很高的高温硬度、高温强度和较强的抗氧化能力，特别适于加工各种高合金钢、耐热合金和各种合金铸铁。
虽然近年来各种新型刀具材料层出不穷，但在今后相当长一段时间内，硬质合金刀具仍将广泛应用于切削加工，因此需要研究开发新的材料制备技术，进一步改善和提高硬质合金刀具材料的切削性能。
3 硬质合金刀具材料的研究现状
由于硬质合金刀具材料的耐磨性和强韧性不易兼顾，因此使用者只能根据具体加工对象和加工条件在众多硬质合金牌号中选择适用的刀具材料，这给硬质合金刀具的选用和管理带来诸多不便。为进一步改善硬质合金刀具材料的综合切削性能，目前的研究热点主要包括以下几个方面：
1) 细化晶粒
通过细化硬质相晶粒度、增大硬质相晶间表面积、增强晶粒间结合力，可使硬质合金刀具材料的强度和耐磨性均得到提高。当WC晶粒尺寸减小到亚微米以下时，材料的硬度、韧性、强度、耐磨性等均可提高，达到完全致密化所需温度也可降低。普通硬质合金晶粒度为3～5µm，细晶粒硬质合金晶粒度为1～1.5µm(微米级)，超细晶粒硬质合金晶粒度可达0.5µm以下(亚微米、纳米级)。超细晶粒硬质合金与成分相同的普通硬质合金相比，硬度可提高2HRA以上，抗弯强度可提高600～800MPa。
常用的晶粒细化工艺方法主要有物理气相沉积法、化学气相沉积法、等离子体沉积法、机械合金化法等。等径侧向挤压法(ECAE)是一种很有发展前途的晶粒细化工艺方法。该方法是将粉体置于模具中，并沿某一与挤压方向不同(也不相反)的方向挤出，且挤压时的横截面积不变。经过ECAE工艺加工的粉体晶粒可明显细化。
由于上述晶粒细化工艺方法仍不够成熟，因此在硬质合金烧结过程中纳米晶粒容易疯长成粗大晶粒，而晶粒普遍长大将导致材料强度下降，单个的粗大WC晶粒则常常是引起材料断裂的重要因素。另一方面，细晶粒硬质合金的价格较为昂贵，对其推广应用也起到一定制约作用。
2) 涂层硬质合金
在韧性较好的硬质合金基体上，通过CVD(化学气相沉积)、PVD(物理气相沉积)、HVOF(HighVelocity Oxy-Fuel Thermal Spraying)等方法涂覆一层很薄的耐磨金属化合物，可使基体的强韧性与涂层的耐磨性相结合而提高硬质合金刀具的综合性能。涂层硬质合金刀具具有良好的耐磨性和耐热性，特别适合高速切削；由于其耐用度高、通用性好，用于小批量、多品种的柔性自动化加工时可有效减少换刀次数，提高加工效率；涂层硬质合金刀具抗月牙洼磨损能力强，刀具刃形和槽形稳定，断屑效果及其它切削性能可靠，有利于加工过程的自动控制；涂层硬质合金刀具的基体经过钝化、精化处理后尺寸精度较高，可满足自动化加工对换刀定位精度的要求。上述特点决定了涂层硬质合金刀具特别适用于FMS、CIMS(计算机集成制造系统)等自动化加工设备。
但是，采用涂层方法仍未能根本解决硬质合金基体材料韧性和抗冲击性较差的问题。
3) 表面、整体热处理和循环热处理
对强韧性较好的硬质合金表面进行渗氮、渗硼等处理，可有效提高其表面耐磨性。对耐磨性较好但强韧性较差的硬质合金进行整体热处理，可改变材料中的粘结成分与结构，降低WC硬质相的邻接度，从而提高硬质合金的强度和韧性。利用循环热处理工艺缓解或消除晶界间的应力，可全面提高硬质合金材料的综合性能。
4) 添加稀有金属
在硬质合金材料中添加TaC、NbC等稀有金属碳化物，可使添加物与原有硬质相WC、TiC结合形成复杂固溶体结构，从而进一步强化硬质相结构，同时可起到抑制硬质相晶粒长大、增强组织均匀性等作用，对提高硬质合金的综合性能大有益处。在ISO标准的P、K、M类硬质合金牌号中，均有这种添加了Ta(Nb)C的硬质合金(尤以M类牌号中较多)。
5) 添加稀土元素
在硬质合金材料中添加少量钇等稀土元素，可有效提高材料的韧性和抗弯强度，耐磨性亦有所改善。这是因为稀土元素可强化硬质相和粘结相，净化晶界，并改善碳化物固溶体对粘结相的润湿性。添加稀土元素的硬质合金最适合粗加工牌号，亦可用于半精加工牌号。此外，该类硬质合金在矿山工具、顶锤、拉丝模等硬质合金工具中亦有广阔应用前景。我国稀土资源丰富，在硬质合金中添加稀土元素的研究也具有较高水平。
4 硬质合金刀具材料的发展思路
应用晶须增韧补强、纳米粉复合强化技术全面提高硬质合金刀具材料的硬度、韧性等综合性能，是硬质合金刀具材料研究今后发展的重要方向。
1) 晶须增韧补强技术
a. 增韧机理
由于硬质合金刀具材料的断裂韧性欠佳，因此很难应用于一些对刀具韧性要求较高的加工场合(如微型深孔钻削等)。解决这一问题的一种有效方法是使用晶须增韧补强技术。
加入硬质合金材料中的晶须能吸收裂纹扩展的能量，吸收能量的大小则由晶须与基体的结合状态决定。晶须增韧机制主要表现为：①晶须拔出增韧：晶须在外界负载作用下从基质中拔出时，因界面摩擦而消耗掉一部分外界负载能量，从而达到增韧目的，其增韧效果受晶须与界面滑动阻力的影响。晶须与基体界面之间必须有足够的结合力，以使外界负载能有效传递给晶须，但该结合力又不能太大，以便保持足够的拔出长度。②裂纹偏转增韧：当裂纹尖端遇到弹性模量大于基质的第二相时，裂纹将偏离原来的前进方向，沿两相界面或在基质内扩展。由于裂纹的非平面断裂比平面断裂具有更大的断裂表面，因此可吸收更多外界能量，从而起到增韧作用。在基质内加入高弹性模量的晶须或颗粒均可引起裂纹偏转增韧机制。③晶须桥接增韧：当基质断裂时，晶须可承受外界载荷并在断开的裂纹面之间起到桥梁连接作用。桥接的晶须可对基质产生使裂纹闭合的力，消耗外界载荷做功，从而提高材料韧性。
b. 晶须的选用及添加方式
目前常用的晶须材料主要有SiC、TiC、TiB2、Al2O3、MgO、氮化硼、莫来石等。但研究重点应放在单晶SiC晶须材料上，这是由于SiC本身具有良好的抗热震性以及纤维状(针状)SiC粉末体较易获得。
SiC晶须的添加方式主要有两种：①外加晶须方式：将一定量的SiC粉末加入以氧化物、氮化物等为基体的粉末材料中，通过制造加工获得晶须增韧制品。这种方式目前使用较广泛。②合成晶须方式：将粉末基体与SiO2、碳黑、烧结助剂等混合后，在一定温度和压力下合成SiCw晶须，然后通过制造加工获得晶须增韧制品。这种方法目前尚在进一步研究开发之中。一般选用SiCw晶须的直径范围为0.01～3µm，长度范围为0.1～300µm，晶须的长径比取值为10，SiCw晶须添加量为5%～40%。我国目前使用的SiCw晶须特性见表1。表1 SiCw晶须的特性
Si含量
(%) | C含量
(%) | 游离Si
(%) | 游离C
(%) | O含量
(%) | 晶须直径
(µm) | 晶须长度
(µm) | 密度
(g/cm³) | 耐热度
(℃) | 断裂强度
(GPa) | E模量
(GPa) | | 67-69 | 27-30 | 0.1-0.2 | 0.3-0.5 | 0.3-0.8 | 0.5-1.0 | 30-100 | 3.20 | >1600 | 3-14 | 700 |
c.晶须的取向与含量
晶须增韧硬质合金材料热压成形后，晶须的分布呈现出明显的方向性，在不同方向上因晶须取向不同而表现出不同的增韧效果。因此，在制造硬质合金刀片时应考虑晶须取向对刀具切削性能的影响。此外，WC-Co-SiCw材料中的晶须含量不同，其增韧效果也有较大差异。如晶须含量过多，会因烧结困难而难以获得致密度高的材料组织，从而影响硬质合金材料强度；如晶须含量过少，则晶须增韧效果不明显，材料断裂韧性提高有限，晶须可能非但起不到增韧作用，反而成为多余夹杂物甚至缺陷源。因此，存在一个最佳晶须配比，按此配比添加晶须，不仅可获得致密度高的材料，而且外载能通过界面传给晶须，有效实现晶须的增韧作用。为达此目的，应根据刀具损坏方式的不同，分别优选出具有不同晶须含量和不同晶须取向的WC-Co-SiCw刀具进行切削加工，以充分实现这种刀具材料的增韧补强作用。
2) 纳米复合强化技术
a.强化机理
纳米技术是近年来发展迅速的一门新兴技术。当材料的晶粒尺寸达到纳米级，就会产生许多特异性能。由于纳米材料具有较大界面，界面上的原子排列相当混乱，在外力变形条件下极易迁移，因此使材料表现出良好的韧性与延展性。纳米刀具材料的显微结构物相具有纳米级尺度，由于尺寸效应的作用，晶界面积增大，抗裂纹扩张阻力提高，从而可获得优异的力学性能(如断裂韧性、抗弯强度、硬度等)，表现出良好的切削性能。
由于生产工艺不成熟、价格昂贵以及烧结过程中纳米晶粒容易发生疯长等原因，迄今世界上还没有一家公司实现100nm粒度硬质合金材料的工业化规模生产。因此，纳米硬质合金材料的工业化应用还有待时日。但是人们发现，在细晶粒硬质合金基体中加入纳米颗粒，也可使硬质合金基体材料的硬度、韧性等综合性能有较大提高。因此，采用纳米复合强化是改善细晶粒硬质合金材料性能的有效途径。
纳米复合强化机理主要是因为弥散在硬质合金基体材料中的纳米颗粒具有弥散增韧作用。当在基质材料中加入高弹性模量的第二相粒子(纳米颗粒)后，这些粒子在基质材料受到拉伸作用时将阻止横向截面收缩，而要达到与基体相同的横向收缩，就则增大纵向拉应力，这样就可使材料消耗更多能量，起到增韧效果。同时，高弹性模量颗粒对裂纹可起到“钉扎”作用，使裂纹发生偏转、绕道，从而耗散裂纹前进的动力，起到增韧作用。此外，弥散在硬质合金基体材料中的纳米颗粒可抑制硬质合金晶粒在烧结过程中的长大，综合提高硬质合金材料的机械性能。
b. 抑制剂的选择
制备纳米复合细晶粒硬质合金时，一个重要问题是在烧结过程中如何抑制晶粒的长大。细晶粒硬质合金在烧结时极易快速长大，晶粒长大会导致材料强度下降，单个的粗大WC晶粒常常是硬质合金发生断裂的重要诱因。通过添加抑制剂能有效阻止烧结过程中WC晶粒的长大，而消除WC晶粒局部长大的关键在于抑制剂的均匀分布。晶粒长大现象主要发生在WC的溶解沉淀过程中，即WC溶解在液相中并沉淀在较大WC晶体上而导致晶粒长大。抑制剂可抑制晶粒长大的一个重要机理在于加入抑制剂可降低WC在粘结相中的溶解度，使WC晶粒的溶解—析出机制受到阻碍，从而破坏晶粒长大的条件；同时，加入的抑制剂可沉积在WC晶粒的活化长大晶粒上，从而阻止晶粒进一步长大。
通常用于控制WC晶粒长大的抑制剂有VC、Cr3C2等，此外，添加的难溶碳化物还有TiC、ZrC、NbC、Mo2、HfC、TaC等。图1所示为制备WC-X-20%Co(X为添加的碳化物)硬质合金时(1400℃下烧结1小时)WC的平均晶粒度与各种碳化物单独添加量之间的关系。由图可见，各种碳化物抑制剂控制WC晶粒长大的效果顺序为：VC>Mo2C>Cr3C2>NbC>TaC>TiC>ZrC>HfC，其中VC的抑制效果最明显，而添加微量Mo2C和Cr3C2则几乎没有抑制WC晶粒长大的作用。
图1 碳化物添加量与WC晶粒度的关系
c. 抑制剂添加方式
抑制剂的添加方式对超细硬质合金性能影响极大。在添加量相同的条件下，以单质形式加入抑制剂通常可使硬质合金材料的孔隙度更高、晶粒更细；而以固溶体形式加入抑制剂时，硬质合金材料的孔隙相对较少、晶粒较粗。按不同方式添加抑制剂的WC-8%Co硬质合金的性能指标见表2。可知，以固溶体形式添加抑制剂的硬质合金各项性能指标较好，材料抗弯强度有较大提高。以VC为例，如以单质形式添加，VC更容易溶解于Co相中，从而减少了W的溶解量；VC排列在WC/Co界面上，可阻止晶粒长大，并使晶粒生长不完整；在冷却过程中，#0 向!0 晶粒扩散，形成(W，V)C固溶体，由于形成固溶体时间短，在晶粒内造成较大微观应变，从而影响硬质合金的机械物理性能。如以固溶体形式添加VC抑制剂，WC、VC同时向Co相内扩散，V的溶解量有所减少，而W的溶解量增加，孔隙充填更为容易，但同时也使VC的抑制作用下降；在冷却过程中，由于部分VC已经以(W，V)C的形式存在，使晶粒内部的应变减小，晶粒生长更趋完整，从而提高了硬质合金的机械物理性能。表2 添加不同抑制剂的WC-8%Co硬质合金性能
| 添加方式 | D(g/cm³) | HC | HV | TRS(N/mm²) | | VC | 14.72 | 29.4 | 1810 | 2010 | | (W,V)C | 14.69 | 27.5 | 1800 | 2260 | | Cr3C2 | 14.66 | 27.6 | 1750 | 2300 | | (Cr,W)C | 14.66 | 26.8 | 1720 | 2900 | | (Ta,Nb)C | 14.66 | 25.6 | 1710 | 2300 | | (Ta,Nb,W)C | 14.67 | 24.8 | 1690 | 2560 |
5 结语
本文通过对硬质合金刀具材料研究现状的综合评述，提出采用晶须增韧补强、纳米复合强化的协同增韧作用提高和改善硬质合金综合性能的研究发展思路。可以预计，由于晶须增韧补强、纳米复合强化工艺在改善硬质合金性能方面具有的显著优势，它们必将在新型高性能硬质合金刀具材料的研究开发中得到广泛应用。(end)
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(3/1/2005) |
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