1、引言

隨著制造業的快速發展，高速切削和干式切削技術也得到了快速提升，對硬質合金刀具涂層的硬度、耐磨性、抗氧化性和熱穩定性提出了更高的要求[1]。例如，在高速切削高溫合金時，刀具涂層在切削熱應力作用下，切削刀具的溫度可升至上千攝氏度。在這種狀態下，刀具涂層的組織結構以及物理化學性能會發生劇烈變化，高溫破壞涂層致使涂層發生軟化，其膜基結合力以及切削性能會急劇下降，涂層甚至會發生脫落，硬質合金刀具失去涂層的保護后會快速失效[2]。因此，有必要提高刀具涂層的抗氧化性和熱穩定性，使硬質合金刀具在高效率、高質量切削的同時，延長其使用壽命。

目前，國內外學者已對刀具涂層進行了大量的試驗研究工作，并在高溫合金切削領域取得巨大突破和進展。在制備技術不斷改進的同時，刀具涂層的種類也在發生著快速的更新換代，朝著多元、多層、多梯度且趨于納米化的方向快速發展[3]。

2、制備方法

化學氣相沉積法（CVD）和物理氣相沉積法（PVD）是目前刀具涂層制備技術應用中最為廣泛的方法[4]。CVD技術需要較高的壓力和溫度（450～1200℃），與PVD相比，幾乎所有類型的CVD技術都具有更高的沉積溫度和氣壓[5]。雖然20世紀80年代開發出了中溫化學氣相沉積（MTCVD）技術，但MTCVD技術的涂層沉積溫度仍高達700～900℃[6]。同時，CVD技術沉積涂層后產生的揮發性氣體和殘留氣體具有一定毒性，會導致嚴重的環境污染。以上缺點都限制了化學氣相沉積技術的應用。CVD和PVD方法的特點對比如表1所示。

PVD物理氣相沉積是在真空條件下通過物理過程（如物質的蒸發或表面原子在受到粒子轟擊時發生濺射等），實現物質原子轉變為沉積涂層。該技術因工藝溫度低、對環境友好、涂層成分和涂層結構可控而廣泛應用于鉆頭、絲錐以及車削、銑削、焊接和其它工具表面涂層。

PVD技術主要包括蒸發鍍、濺射鍍和離子鍍三大類，其中只有濺射鍍和離子鍍被廣泛應用于刀具涂層制備。在應用PVD技術制備刀具涂層的過程中，較低的沉積溫度（350～600℃，甚至低至150℃）提高了刀具的切削性能和使用壽命。如今，單一PVD技術已不能很好解決高速切削帶來的問題，采用復合PVD技術結合不同方法和適當的加工順序能夠獲得具有優質綜合性能的刀具涂層。

2.1磁控濺射技術

磁控濺射技術是20世紀70年代開始發展的新型濺射涂層制備技術，具有成膜速率快、沉積速率高、操作方便、膜層厚度均勻且致密等優勢。

基本原理為：在真空環境下，向腔室內通入一定量的惰性保護氣體（通常為氬氣），利用輝光放電過程，形成具有極高能量的粒子對靶材表面進行轟擊，通過轉化高能粒子能量和動量，將靶材中的原子及其它粒子激發形成濺射離子，在電場作用下，這些濺射粒子沉積到基體材料表面，形成固態薄膜[7]。圖1為磁控濺射原理。

磁控濺射基于電流主要分為直流磁控濺射沉積（DCMS）、射頻磁控濺射沉積和脈沖磁控濺射沉積技術（HiPiMS）等。相較于電弧離子鍍，其主要缺陷為靶材離化率較低（約10％），在反應濺射過程中容易發生“靶中毒”，出現生產效率較低和涂層力學性能不理想（硬度較低，膜基結合較差）的情況[9]。靶材的選擇也具有多樣性，金屬、合金和陶瓷材料等都可作為靶材。

非平衡磁控濺射技術誕生于20世紀80年代并迅速發展，在常規平衡磁控濺射基礎上通過改變磁場分布，在穩定放電的同時極大提高了鍍膜區域等離子體的濃度，使鍍膜的精度和性能大大提高。非平衡磁控濺射的靶材離化率與等離子體密度均顯著提升，產生“離子鍍”效果，使磁控濺射技術能夠更好應用在工業生產中。

2.2電弧離子鍍技術

離子鍍技術由MattoxD.M.[10]于1963年開發。離子鍍的工作原理是在特定的真空環境下，氣體或者電弧放電使靶材蒸發離化，蒸發物或反應產物形成的氣相離子在轟擊作用下擴散沉積到基體表面并形成固態薄膜。目前應用的離子鍍技術主要包括：活性反應蒸鍍離子鍍、空心陰極離子鍍、感應加熱離子鍍和電弧離子鍍（AiP）等，應用最成功的是電弧離子鍍[11]。圖2為陰極電弧離子鍍原理。

電弧離子鍍技術的主要優點包括靶材離化率高（一般為50％～90％）、致密性耐久度好和沉積效率高等[13]。同時，電弧離子鍍也存在一些技術缺陷，如電弧能量密度高，金屬靶材表面容易產生大顆粒熔滴，熔滴沉積至基體時會破壞涂層結構平整性并導致膜基結合力下降，大顆粒熔滴還會污染薄膜；靶材需具有導電性，限制了靶材的選擇范圍，減少了可沉積涂層的種類；電弧離子鍍所沉積的涂層具有較大的殘余應力[14]。

2.3新型制備技術

PVD涂層的性能主要由其微觀結構決定，而微觀結構又取決于涂層的化學成分和相變化，涂層制備工藝在其中起主導作用，因此，改良制備工藝可以極大優化涂層性能[15]。

為了獲得高度電離的濺射材料，高功率脈沖磁控濺射（HiPiMS）技術應運而生。HiPiMS是脈沖磁控濺射的一種，其峰值功率比傳統磁控濺射高2～3個數量級。高電離特性可以提供致密化和表面光滑性更顯著的微觀結構，這使化合物涂層的機械性能、黏附程度、摩擦性能和熱穩定性得到有效提升[16，17]。與傳統磁控濺射和離子鍍相比，較低的沉積速率和較差的放電可控性是HiPiMS進一步工業發展的主要障礙。國外研究人員通過混合HiPiMS和DCMS（直流磁控濺射）來克服純HiPiMS技術的缺點，即由直流放電產生等離子體，在HiPiMS點火電壓開啟前的預電離階段保持較低密度且點火電壓更低，從而可以實現穩定和無弧的沉積過程[18]。德國艾默康公司首次在工業涂層設備cc800上實現了混合HiPiMS/DCMS技術的商業化。圖3為cc800中混合HiPiMS/DCMS涂層系統。

當電弧離子鍍和磁控濺射鍍均無法完美滿足需求時，結合二者優點發展出更優越的涂層制備方法成為必然。20世紀90年代初，荷蘭Hauzer涂層公司開始嘗試結合兩種技術，開發HauzertecHnocoating（Htc）1000-4ABS（arcbonDsputtering）涂層設備，并工業化生產tiN硬質涂層[20]。

航天部511所也成功設計出多弧磁控濺射復合鍍設備[21]。采用電弧離子轟擊基體材料，使用濺射沉積獲得優良的膜基結合力和較低的殘余應力，進而提高涂層的高溫性能。通過電弧/濺射復合沉積技術，利用磁控濺射Si靶，分別與ti、cr、tiAl及crAl等電弧靶進行復合沉積，制備出具有納米復合結構的超硬耐磨涂層，增強刀具的性能并提高其壽命。

在過去幾十年中，PVD技術發展迅速。刀具涂層的工況環境也更加復雜和極端，切削高溫合金時，刀具不僅需要承受極高的應力載荷，還要面對1000℃左右的高溫環境，磨料磨損、黏結磨損、化學磨損、熱疲勞和氧化等都是導致涂層失效的主要因素。新的涂層制備方法應向提高涂層質量、提高生產效率和減低成本的目標前進?；诜瞧胶獯趴貫R射的HiPiMS技術已經成為當今研究的熱點，在商業化應用中也取得不錯進展。其中S3p和Hi3技術都是將磁控濺射技術、陰極電弧技術和HiPiMS技術結合在一起，都有著不錯的優化效果。雖然復合技術的應用還在發展，但HiPiMS和其它磁控濺射或電弧蒸發工藝的結合給未來新型材料涂層的制備帶來更多可能。

3、切削高溫合金用涂層

隨著加工制造業的蓬勃發展，具有優良綜合性能的高溫合金需求急劇增大，但加工艱難是其面臨的主要問題。其加工難點主要有：①高溫合金硬度高，所需切削力大，且高溫合金中存在較多的化合物硬質點，容易導致刀具崩刃；②高溫合金強度較高，切削過程中會產生大量切削熱，高溫合金導熱系數僅為普通鋼的1/3，熱量無法及時散出，因此產生很高的切削溫度；③加工硬化現象嚴重，切削后表面硬度可增至基體的1～2倍。

面對以上困難，硬質合金刀具涂層逐步向著高硬度、良好化學穩定性、高溫抗氧化性和優良高溫熱穩定性發展。涂層成分和結構也隨之更新，其元素組成開始多元化，涂層層數開始增加，微觀結構由柱狀晶結構趨于納米化。

3.1tiN系涂層

20世紀80年代，tiN系涂層被成功研制，作為第一個被大規模產業化的刀具涂層，至今仍然被廣泛使用。tiN涂層具有高硬度（Hv2000）、高韌性、化學穩定性好等特點，同時熱膨脹系數與高速鋼相近，與高速鋼的膜基結合效果好，在一般的切削、鉆孔、銑削加工中有著很高的價值，制造工藝多為離子鍍[22]。但tiN涂層的抗氧化溫度低于550℃，在此溫度下會形成疏松的tio2，使涂層性能急劇下降，嚴重影響了tiN涂層的廣泛應用。

（1）tiAlN涂層

通過向tiN涂層中添加Al元素形成性能更優的tiAlN涂層，與tiN相比，涂層硬度得到提升（Hv2800），摩擦系數更小，熱導率更低。尤其是高溫抗氧化性得到提升，其抗氧化溫度提升至800℃[23]。利用高溫下產生的Al₂O₃保護膜，可保護涂層不被繼續氧化[24]。當0.5≤x≤0.6時，ti1-xAlxN的力學性能和熱穩定性最好，當Al元素的原子數分數大于70％時，出現的ω-AlN會導致涂層性能急劇下降[25]。圖4為tiAlN涂層表面SeM顯微形貌，可以看出涂層表面均勻致密且光滑。

在快速切削高溫合金等材料時，刀具溫度會升至1000℃以上，這時，tiAlN涂層的性能也不能很好滿足加工需求。為了獲得硬度更高、摩擦系數更小 高溫下更穩定的涂層，國內外研究人員通過向tiAlN中加入Si、cr、v、y、zr、la和B等元素提升涂層性能，尤其是抗氧化性和熱穩定性[27]。

（2）tiAlSiN涂層

通常認為，加入Si元素能提高tiAlN涂層的抗氧化性能和耐磨性能，Si元素可以促進Al形成氧化膜保護涂層，延緩銳鈦礦型tio2向金紅石型tio₂轉變，減少了疏松tio₂的形成，同時Si元素也能形成氧化層保護刀具。

張而耕等[28]利用多弧離子鍍技術制備了tiAlN和tiAlSiN涂層，進行氧化對比實驗發現，800℃時tiAlN涂層幾乎完全被破環，生成tio₂和Al₂O₃且基體元素也發生氧化；tiAlSiN涂層在800℃時表面保存完整，雖然存在tio₂、Al₂O₃和Sio₂三種氧化物，但并無基體元素氧化物，說明涂層并沒有被完全破壞，并且繼續升高溫度，tiAlSiN涂層對基體仍然有保護作用。王桂陽[29]通過磁控濺射制備了tiAlN和tiAlSiN涂層，對其性能進行對比發現，薄膜硬度由3700Hv增長到4300Hv，Si原子起到了強化晶界和細化晶粒的作用。涂層抗氧化溫度也增至900℃，在Al₂o₃保護的基礎上，Si原子在晶界形成的Si₃N₄阻止了氧化進一步加深。劉辭海[30]制備了不同Si元素含量的tiAlSiN涂層，并與tiAlN涂層進行了切削高溫合金性能對比，圖5為不同刀具涂層切削高溫合金壽命曲線。從圖中可看出，tiAl-SiN涂層刀具的耐磨性及使用壽命明顯優于無涂層刀具和tiAlN涂層刀具，其中ti_0.45Al_0.45Si_0.10N涂層刀具的切削性能及壽命最為優良。

Morit.等[31]研究表明，與tiAlN相比，通過電弧離子鍍形成的tiAlSiN顯現出了更優的抗氧化性和硬度，當Si元素的原子數分數為4.78％時，膜層 硬度提高到35gPa，1000℃在空氣中退火2H后，tiAlSiN薄膜仍然保持完整形貌，對基體刀具起到良好的保護作用。CHenli[32]等在研究Si元素原子數分數為8％的tiAlSiN涂層時發現，Si元素提高了涂層的抗氧化能力，tiAlN涂層在830℃時已經被完全破壞，在添加Si元素后溫度升至920℃時涂層才出現明顯氧化現象。分析認為，Si元素促進Al₂o₃形成的同時，抑制了銳鈦礦tio2向金紅石tio2轉變，這是涂層耐氧化溫度提高的主要原因。

雖然添加Si元素使tiAlN涂層的硬度、耐磨性以及熱穩定性得到提升，并且其綜合切削性能得到大幅提升，但tiAlSiN涂層也存在著較大殘余應力且膜基結合力較差的缺點。通過優化涂層結構可以很好地解決上述問題，例如采用多梯度設計，利用過渡涂層提高膜基結合力，或者添加其它元素形成多元多層復合涂層。

（3）tiAlcrN和tiAlzrN

向tiAlN中添加cr元素也能在保證涂層高硬度的同時提高其抗氧化性。王賽玉等[33]研究發現，tiAlcrN涂層在1000℃時的氧化產物中含有少量的cr₂o_2.4，說明cr元素在氧向涂層內部擴散中具有明顯阻礙作用，體現了tiAlcrN涂層優異的高溫抗氧化能力。

1000℃氧化后，氧化層內部會生成富含Al₂O₃和cr氧化物的氧化層，提高了涂層中貧Al區的抗氧化性能，并與Al2o3形成（Al，cr）₂O₃，阻止氧向內擴散，使添加cr元素后的tiAlN涂層抗氧化能力得到提高。fernanDesf.等[34]通過使用Ｗc鉆頭鉆孔來對比tiAlN涂層和tiAlcrN涂層的切削性能，在100M/Min的測試速度下，tiAlcrN涂層的切削表現明顯優于tiAlN涂層。主要原因在于，高溫滑動摩擦過程中形成cr-o摩擦層的潤滑性能優于tiAlN涂層形成的

Al、ti氧化物，導致含cr涂層的摩擦性能更加優良。xuy.x.等[35]通過直流磁控濺射制備出了tiAlN涂層和不同cr含量的tiAlcrN涂層，對比高溫抗氧化性能發現，當溫度為850℃時，不含cr元素的tiAlN涂層已經完全氧化形成多孔氧化皮，而tiAlcrN涂層因為形成了致密、黏附、具有保護性能的氧化層，所以都能承受850℃高溫氧化20H，氧化層中Al和cr元素均勻分布，厚度為0.7μM；當溫度升至900℃時，不同含cr元素涂層的抗氧化性能有著顯著的差異，含cr元素較低的涂層ti_0.35Al_0.42cr_0.23N和ti_0.29Al_0.36cr_0.35N已經完全被氧化，而含cr元素高的ti_0.26Al_0.33cr_0.41N和ti_0.24Al_0.29cr_0.47N能夠承受900℃高溫氧化20H。SuixuD-ong[36]在此基礎上進行了進一步實驗，研究發現，tiAlcrN在600℃和800℃時都無明顯氧化，當氧化溫度升至1000℃時，低cr涂層嚴重氧化而高cr涂層仍保持優異的抗氧化性。對低cr涂層ti_0.32Al_0.38cr_0.30N而言，致密富鋁氧化層變為疏松不連續的富鈦鋁氧化層是其抗氧化性差的主要原因。然而，ti_0.17Al_0.19cr_0.64N因其致密且連續的富鉻氧化層可以很好限制ti原子向表面擴散，同時限制O原子向內部擴散。

圖6為ti_0.32Al_0.38cr_0.30N和ti_0.17Al_0.19cr_0.64N在1000℃氧化后的橫截面形貌。

與cr元素相同，zr元素添加到tiAlN涂層中也可以顯著提高涂層的硬度、熱穩定性和抗氧化能力。tiAlzrN硬度通常能超過40gPa，并且相較于cr、y、v和Nb元素更加便宜，但是在700～800℃時，tiAlzrN涂層的高溫性能卻會變差，反而溫度升至850℃以上時，其高溫性能會進一步大幅提升，優于tiAlcrN涂層。

cHenli等[37]研究了添加zrN對tiAlN涂層結構和抗氧化性的影響，發現在700℃和800℃時，tiAlzrN涂層的抗氧化性能變差，這是因為zr元素對o元素的親和力較高導致抗氧化性降低，且ω-AlN的形成以及沉積態tiAlzrN涂層晶粒尺寸過小促進了氧的擴散；在850℃以上時，含zr元素涂層抗氧化性卻得到良好改善，850℃和900℃氧化10H后的tiAlN涂層已經完全氧化，而tiAlzrN顯現出了更好的抗氧化性，zr元素延緩銳鈦礦型tio₂向金紅石型鈦酸鹽轉變，并且促進了致密Al₂O₃的生成，這些因素過度補償了zr元素對O元素的高親和力以及對ω-AlN的影響，從而提高了涂層的高溫性能。Braicv.等[38]采用陰極電弧技術在高速鋼鉆頭上沉積了雙層的tiAlN/tiAlzrN涂層，以提高刀具的干切削能力，實驗結果表明，單層tiAlN和tiAlzrN涂層的鉆頭壽命提高1.5～1.8倍，且tiAlzrN涂層壽命更長，而tiAlN/tiAlzr復合涂層鉆頭壽命能提高2.1～2.3倍。劉慧君等[39]通過陰極弧蒸發制備了ti_0.55Al_0.45N、ti_0.45Al_0.48zr_0.07N和ti_0.45Al_0.49cr_0.06N，對比研究了摻雜zr元素和cr元素對tiAlN涂層結構、力學性能和高溫性能的影響。研究結果表明，ti_0.55Al_0.45N，ti_0.45Al_0.48zr0_.07N和ti_0.45Al_0.49cr_0.06N涂層的硬度分別為（28.6±0.9）gPa，（31.9±0.9）gPa和（31.±0.9）gPa，ti_0.45Al_0.48zr_0.07N和ti_0.45Al_0.49cr_0.06N的斷裂韌性明顯優于ti_0.55Al_0.45N。Ar氣保護氣高溫退火實驗則表明，zr元素的加入使ω-AlN形成溫度由1100℃上升至1200℃，而cr元素的加入使ω-AlN形成溫度降低至1000℃，說明zr元素提高了tiAlN涂層的熱穩定性，而cr元素卻降低了熱穩定性能，其原因是加入cr元素促進了調幅分解生成的亞穩相向其穩定相轉變。在后續的高溫氧化實驗中，800℃氧化30H后，ti_0.45Al_0.48zr_0.07N的抗氧化性因為tizro₄的形成而降低，氧化膜厚度約為1.26μM，較ti_0.55Al_0.45N（1.01μM）和ti_0.45Al_0.49cr_0.06N（0.33μM）厚；在850℃氧化30H后，ti_0.45Al_0.48zr_0.07N涂層在其余兩種涂層均完全氧化的狀況下仍保持完整的涂層形貌，并表現出更好的抗氧化性能。圖7為ti_0.55Al_0.45N，ti_0.45Al_0.48zr_0.07N和ti_0.45Al_0.49cr_0.06N涂層在850℃氧化30H后的橫斷面形貌。

3.2 稀土元素的影響

稀土元素在傳統表面改性中起重要作用，能有效提高表面硬度、耐磨性、疲勞強度、膜基結合力以及高溫性能。因此在制備過程中，硬質合金刀具涂層可以以固態稀土靶材的形式引入稀土元素。目前，國內外在刀具涂層中主要引入y元素和ce元素，原因是二者原子半徑幾乎相等，性質基本相同。

劉大勇[40]和王寶健[41]通過添加稀土元素ce提高了tiAlN涂層性能，膜基結合力提高5～10N，磨損試驗中磨痕寬度相應減少，耐磨性提高，高溫試驗則表明稀土元素ce明顯提升了涂層的抗氧化性，ce元素優先與氧結合形成致密氧化物，阻礙氧擴散；同時ce元素固溶于Al₂o₃中，提高了其附著能力，因此切削過程中含ce元素涂層的壽命提升20％。Ｑiaz.B.等[42]采用復合靶濺射制備zryN涂層，其原因是y元素與作為活性元素的o元素的高親和力可以有效提高涂層的抗氧化性。S.DoMínguez-Meister等[43]通過物理氣相沉積法沉積的cr1-xAlxN涂層在高溫環境下會生成致密且黏附的Al和cr₂o的混合氧化皮，能夠極好地抑制o元素向涂層內部擴散，即便Al元素含量較低時，也能在900℃的溫度下提供優良的抗氧化性。同時，向其中引入y元素能夠大幅提高在極限溫度以上的耐熱性和抗氧化性，使分解開始溫度提高至1100℃。liuSHiyu等[44]研究發現，在800℃時，crA-lyN涂層的氧化層主要由cr₂o₃組成，且當y元素的摻雜水平為0.5％時，具有最好的抗氧化性；在1100℃時，氧化層為cr₂o₃和Al₂o₃競爭生長，當y元素的摻雜水平為2％時，具有最好的抗氧化性；但隨著y元素含量增加，涂層的硬度開始降低，這與氮化鋁和氮化鉻界面形成的半非結晶層有關。

3.3多層涂層

雖然多元涂層能夠明顯提升刀具的切削性能，但是多元涂層與硬質合金基體的結合力往往很低，很容易導致涂層過早失效，設置過渡層可緩沖應力和阻斷應力。多元多層結構不僅可以解決膜基結合力低的問題，并且能結合不同涂層的特點，使涂層的硬度、韌性、抗高溫性能和耐磨性均優于單層涂層。

鐘星[45]制備的AlcrN/AlcrSi（y）N多層涂層經過1100°c恒溫氧化2H后發現，其多層納米涂層的抗氧化性能均優于單層的AlcrN、AlcrSiN和Al-cryN涂層。肖白軍[46]利用電弧離子鍍的方法制備了AlcrN/AltiSiN多層涂層，在鈦合金切削實驗中，相比AlcrN和AltiSiN涂層刀具，多層涂層刀具切削力和切削溫度最小，表面加工質量最好，并且使用壽命提高兩倍以上，因此多層結構明顯提高了涂層的熱穩定性和抗氧化性，AlcrN/AltiSiN多層涂層在1100℃才析出弱化相ω-AlN，相比單層涂層提高了200℃。liguoDong等[47]為了提高硬質合金刀具tiAlSiN涂層在切削加工inconel718鎳基高溫合金時的性能，引入ti元素作為中間層制備多層涂層（tiAlSiN為8層，每層厚度270nM，ti為7層，相互交替，表面為tiAlSiN）。如圖8所示，ti層的引入顯著改善了tiAlSiN涂層的高脆性，改善程度隨ti層厚度變化而變化，當ti層厚度為25nM時韌性最佳，切削實驗也表明，ti層的引入使涂層表現出更好的切削性能，多層結構明顯提升了涂層韌性，減輕了inconel718合金加工時析出硬質相帶來連續沖擊載荷的影響，提高了涂層壽命。

為&nbsP;了提高tiAlN涂層在高溫快速切削時的性能，zHangＱuan等[48]交替沉積了AltiN/AlcrSiN多層膜，AltiN/AlcrSiN多層涂層呈面心立方結構，具有細小柱狀晶。相比tiAlN涂層在800℃的劇烈氧化，AltiN/AlcrSiN多層涂層在800℃幾乎沒有氧化層，當加熱至1000℃時才形成0.3μM致密氧化膜，并且在高速干式切削中，AltiN/AlcrSiN多層涂層使用壽命也有所提高。

4、結語

本文從涂層制備方法和涂層種類兩個方面歸納總結切削高溫合金用涂層，分析總結了制備方法和涂層性能在國內外的研究現狀。在切削高溫合金的復雜工況中，高硬度與高耐磨性僅是刀具涂層能正常使用的基礎，而高溫抗氧化性與熱穩定性才是刀具涂層的切削效率和使用壽命的決定性因素。

目前，可以從以下幾點出發來提高涂層的熱穩性。

（1）摻雜與o元素親和力高的元素（例如Si、cr、zr和y元素等），生成致密氧化膜保護基體的同時，抑制了ω-AlN相和tio₂等疏松氧化相的形成。

（2）引入過渡涂層，制備多層梯度涂層，并使單層涂層厚度趨于納米化，汲取各單層涂層的優點，在提升膜基結合力的同時提升涂層的高溫性能。

（3）改進涂層制備技術，結合各種技術優點，研發新型復合沉積技術，制備出具有納米復合結構的超硬耐高溫涂層。

總體來說，切削高溫合金用涂層的設計正朝著多元多層的方向發展，且各單一膜層的厚度也趨于納米化。同時，結合制備技術來提升涂層性能也是 究熱點之一。此外，突破現有理論框架，開發新型超硬耐高溫涂層也是未來研究的熱門方向。

參考文獻

[1]劉會英.切削加工的發展趨勢[Ｊ].航空精密制造技術，2002，38（3）：20-22.

[2]ＫoManDuriR，HouzB.ArevieｗoftHeexperiMentaltecH-niｑuesfortHeMeasureMentofHeatanDteMperaturesgenera-teDinsoMeManufacturingprocessesanDtribology[Ｊ].tri-bologyinternational，2001，34（10）：653-682.

[3]尹飛，陳康華，王社權.基體的梯度結構對涂層硬質合金性能的影響[Ｊ].中南大學學報（自然科學版），2005，36（5）：776-779.

[4]郭杰，徐看，劉利國，等.刀具涂層技術現狀與發展趨勢[Ｊ].工具技術，2014，48（3）：3-7.

[5]BouzaｋisＫD，MicHailiDisN，SｋorDarisg，etal.cuttingｗitHcoateDtools：coatingtecHnologies，cHaracterizationMetHoDsanDperforManceoptiMization[Ｊ].ciRPAnnalsManufactur-ingtecHnology，2012，61（2）：703-723.

[6]larssonA，RuppiS.MicrostructureanDpropertiesofti（c，N）coatingsproDuceDbyMoDerateteMperaturecHeMicalvapourDeposition[Ｊ].tHinSoliDfilMs，2002，402（1-2）：203-210.

[7]escrivaoMl，MoutinHoAMc，ManeiraMＪP.PlanarMag-netrongloｗDiscHargeoncopper—tHetHorntonrelationre-visiteD[Ｊ].ＪournalofNuclearMaterials，1993，200（3）：300-304.

[8]莫錦君.電弧離子鍍Alti（Si，y）N涂層的制備及性能研究[D].廣州：廣東工業大學，2019.

[9]Dengyang，cHenＷanglin，liBingxin，etal.PHysicalvaporDepositiontecHnologyforcoateDcuttingtools：arevieｗ[Ｊ].ceraMicsinternational，2020，46（11）：18373-18390.

[10]MattoxDM.funDaMentalsofionplating[Ｊ].vaccuMSci-enceanDtecHnology，1973，10（1）：47-52.

[11]劉海浪.電弧離子鍍AltiN涂層及其熱處理性能研究[D].贛州：江西理工大學，2009.

[12]王云，謝小豪，汪艷亮，等.硬質合金刀具涂層的研究進展[Ｊ].有色金屬科學與工程，2019，10（1）：60-66.

[13]張姣姣.電弧離子鍍AlcrSi（o）N刀具涂層的制備及切削性能研究[D].天津：天津職業技術師范大學，2018.

[14]taｋiｋaｗaH，tanoueH.RevieｗofcatHoDicarcDepositionforpreparingDroplet-freetHinfilMs[Ｊ].ieeetransactionsonPlasMaScience，2007，35（4）：992-999.

[15]MusilＪ，Ｋuncf，zeManH，etal.RelationsHipsbetｗeenHarDness，young’sMoDulusanDelasticrecoveryinHarDnanocoMpositecoatings[Ｊ]，Surface＆coatingstecHnolo-gy，2002，154（2-3）：304-313.

[16]gHaseMiS，SeyfiP，farHaDizaDeHA，etal.tHeexperiMen-talapproacHintotHeinfluenceofexternalinDuctanceontHeDiscHargecHaracteristicofHiPiMS[Ｊ].ＪournaloftHe-oreticalanDApplieDPHysics，2019，13（4）：289-297.

[17]AnDersA.DiscHargepHysicsofHigHpoｗeriMpulseMagne-tronsputtering[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2011，205（SuppleMent2）：S1-S9.

[18]tillMannＷ，grisalesD，StangierDoMinic，etal.influenceoftHeetcHingprocessesontHeaDHesionoftiAlNcoatingsDepositeDbyDCMS，HiPiMSanDHybriDtecHniｑuesonHeattreateDAiSiH11[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2019，378：125075.

[19]BobzinＫ，Br?gelMannt，ＫruppeNc，etal.ＷeiricH.Plas-ticDeforMationbeHaviorofnanostructureDcrN/AlNMulti-layercoatingsDepositeDbyHybriDDCMS/HPPMS[Ｊ].Sur-face＆coatingstecHnology，2017，332：253-261.

[20]MünzＷD，HauzerfＪM，ScHulzeD，etal.AneｗconceptforpHysicalvaporDepositioncoatingcoMbiningtHeMetH-oDsofarcevaporationanDunbalanceD-Magnetronsputtering[Ｊ].Surface＆coatingtecHnology，1991，49（1-3）：161-167.

[21]趙時璐，李友，張鈞，等.刀具氮化物涂層的研究進展[Ｊ].金屬熱處理，2008，33（9）：99-104.

[22]王鐵鋼，張姣姣，閻兵.刀具涂層的研究進展及最新制備技術[Ｊ].真空科學與技術學報，2017，37（7）：727-738.

[23]grzesiｋＷ，Ma?ecｋaＪ，Ｋｗas＇nyＷ.iDentificationofoxiDa-tionprocessoftiAlNcoatingsversusHeatresistantaero-spacealloysbaseDonDiffusioncouplesanDtoolｗeartests[Ｊ].ciRPAnnalsManufacturingtecHnology，2020，69（1）：41-44.

[24]lic，PolulitscHＪ，Duy，etal.tHerMalstabilityanDoxiDa-tionresistanceofti-Al-Ncoatings[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2012，206（11-12）：2954-2960.

[25]ＫＫutscHeｊ，PHMayrHofer，MＫatHrein，etal.Mitterer，structure，MecHanicalanDtribologicalpropertiesofsput-tereDti1-xAlxNcoatingsｗitH0.5≤x≤0.75[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2004，200（7）：2358-2365.

[26]曹華偉，張程煜，喬生儒，等.x12crMoＷvNbN10-1-1耐熱鋼表面電弧離子鍍tiAlN涂層及其熱震性能[Ｊ].稀有金屬材料與工程，2012，41（S2）：353-356.

[27]AsanuMaH，ＫliMasHinff，PolciｋP，etal.iMpactoflan-tHanuManDboronontHegroｗtH，tHerMoMecHanicalproper-tiesanDoxiDationresistanceofti-Al-NtHinfilMs[Ｊ].tHinSoliDfilMs，2019，688：137239.

[28]張而耕，王琴雪，周瓊，等.陰極電弧離子鍍tiAlSiN涂層的高溫抗氧化性能研究[Ｊ].陶瓷學報，2016，37（5）：509-515.

[29]王桂陽.磁控濺射制備tiAlN和tiAlSiN薄膜及其性能研究[D].沈陽：東北大學，2014.

[30]劉辭海.tiAlSiN硬質涂層的耐磨性和切削性能研究[D].廣州：廣東工業大學，2019.

[31]Morit，NoborisaｋaM，Ｗatanabet，etal.oxiDationresist-anceanDHarDnessoftiAlSiN/crAlyNMultilayerfilMsDe-positeDbytHearcionplatingMetHoD[Ｊ].Surface＆coat-ingstecHnology，2012，213：216-220.

[32]cHenli，yangBing，xuyuxiang，etal.iMproveDtHerMalstabilityanDoxiDationresistanceofAl-ti-NcoatingbySiaDDition[Ｊ].tHinSoliDfilMs，2014，556：369-375.

[33]王賽玉，藺紹江，陳肖.tiAlcrN涂層的高溫氧化行為[Ｊ].中國有色金屬學報，2013，23（8）：2267-2273.

[34]fernanDesf，DaneｋM，Polcart，etal.tribologicalanDcuttingperforManceoftiAlcrNfilMsｗitHDifferentcrcon-tentsDepositeDｗitHMultilayereDstructure[Ｊ].tribology

international，2018，119：345-353.

[35]xuyx，RieDlH，HolecD，etal.tHerMalstabilityanDoxi-DationresistanceofsputtereDti-Al-cr-NHarDcoatings[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2017，324：48-56.

[36]SuixuDong，liguoｊian，zHouHaibin，etal.evolutionbe-HaviorofoxiDescalesoftiAlcrNcoatingsatHigHteMpera-ture[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2019，360：133-139.

[37]cHenli，Helinｑing，xuyuxiang，etal.influenceofzrNonoxiDationresistanceoftiAlNcoating[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2014，244：84-91.

[38]Braicv，zoitacN，BalaceanuM，etal.tiAlN/tiAlzrNMultilayereDHarDcoatingsforenHanceDperforManceofHSSDrillingtools[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2009，204：1925-1928.

[39]劉慧君，胡春，劉喆人，等.zr和cr摻雜tiAlN涂層結構、力學和高溫性能研究[Ｊ].中南大學學報（自然科學版），2020，51（11）：3178-3186.

[40]劉大勇.稀土元素ce對ti-Al-N系涂層的改性作用研究[D].廣州；廣東工業大學，2004.

[41]王寶健.稀土tiN-tiAlN硬質合金刀片涂層的研究[D].贛州：江西理工大學，2009.

[42]ＱizB，zHufP，Ｗuzt，etal.influenceofyttriuMaDDi-tiononMicrostructureanDMecHanicalpropertiesofzrNcoatings[Ｊ].Surface＆coatingstecHnology，2013，231：102-106.

[43]SDoMínguez-Meister，SelMrabet，Rescobar-galinDo，etal.RoleofyintHeoxiDationresistanceofcrAlyNcoatings[Ｊ].ApplieDSurfaceScience，2015，353：504-511.

[44]liuSHiyu，yangyi，Ngfernlan，etal.oxiDationbeHav-iourofcrAlyNcoatingsatelevateDteMperatures[Ｊ].Sur-face＆coatingstecHnology，2017，320：357-361.

[45]鐘星.脈沖電弧AlcrSi（y）N涂層的結構和性能研究[D].廣州：廣東工業大學，2019.

[46]肖白軍.AlcrN/AltiSiN納米多層刀具涂層的制備及其性能研究[D].廣州：廣東工業大學，2019.

[47]liguoDong，liliuHe，HanMingyue.tHeperforManceoftiAlSiNcoateDceMenteDcarbiDetoolsenHanceDbyinser-tingtiinterlayers[Ｊ].Metals，2019，9：918.

[48]zHangＱuan，xuyuxiang，zHangtengfei，etal.tribologicalproperties，oxiDationresistanceanDturningperforManceofAltiN/AlcrSiNMultilayercoatingsbyarcionplating[Ｊ]. Surface＆coatingstecHnology，2018，356：1-10.

第一作者：季思源，碩士研究生，西華大學材料科學與工程學院，610000成都市

firstautHor：Ｊisiyuan，postgraDuate，collegeofMaterialsscienceanDengineeringofxiHuauniversity，ChengDu610000，cHina

通信作者：萬維財，副教授，西華大學材料科學與工程學院，610000成都市

corresponDingautHor：ＷanＷeicai，associateprofessor，col-legeofMaterialsscienceanDengineeringofxiHuauniversity，ChengDu610000，china

相關鏈接