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欧洲真空镀膜系统和镀膜工艺技术，广泛应用于要求最为严格的耐磨薄膜应用领域，如金属车削工具行业、注塑模具行业、金属机械零部件、汽车领域、航空领域以及医疗领域。作者英文名
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英文关键词
刘丹, 韩滨, 闫少健, 等. 多弧离子镀制备TiN/TiBN纳米复合涂层的结构和性能 [J]. 中国表面工程, ): 102-108.
多弧离子镀制备TiN/TiBN纳米复合涂层的结构和性能
王浪平2&&&&
1. 武汉大学 印刷与包装系, 武汉 430072； 2. 哈尔滨工业大学 先进焊接与连接国家重点实验室, 哈尔滨 150001
基金项目：国家自然科学基金()； 哈尔滨工业大学先进焊接与连接国家重点实验室基金(AWJ-M13-03)
作者简介: 刘丹(1990-), 女(汉), 湖南湘潭人, 硕士生； 研究方向： 功能材料及其离子束改性
摘要：为了满足复合材料高速切削加工的需要，用金属Ti靶和纯TiB2靶作为靶材料，在N2气氛下用多弧离子镀方法制备了TiN/TiBN纳米复合涂层。利用X射线衍射仪(XRD)、X射线光电子能谱仪(XPS)、扫描电子显微镜(SEM)和原子力显微镜(AFM)分析涂层的组织结构、成分和表面形貌；利用显微硬度计、划痕仪和球盘摩擦仪分析调制周期对涂层力学性能的影响。结果表明： TiN/TiBN纳米复合涂层的调制周期范围为5.5~21 nm，主要成分为晶相TiN、非晶BN和TiB2；调制周期对涂层的力学性能有较大的影响，随着调制周期的减小，硬度增加，调制周期最小时最大硬度达到29 GPa；最大膜基结合力为88 N，且所有样品均表现出较高的膜基结合力。随着转速的增大，摩擦因数与表面粗糙度两者表现出相同的变化趋势，摩擦因数最大值为0.31，其低摩擦因数与自润滑的BN相的存在有关。调制周期减少，界面积增加，TiN/TiBN纳米复合涂层的力学性能增强。
多弧离子镀&&&&
TiN/TiBN纳米复合涂层&&&&
膜基结合力&&&&
摩擦因数&&&&
Structure and Mechanical Properties of TiN/TiBN Nanocomposite Coatings Deposited by Multiarc Plasma Deposition
YAN Shao-jian1,
KE Xian-wen1,
FU De-jun1,
WANG Lang-ping2&&&&
1. Printing and Packaging Department, Wuhan University, Wuhan 430072; 2. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001
In order to meet the requirement of high speeding cutting machining of composite materials, TiN/TiBN composite coatings were synthesized on the substrates through cathodic multi-arc plasma deposition system with Ti and pure TiB2 targets. The structure, composition and surface morphology of the coating were analyzed by X-ray diffraction (XRD), X-ray photoelectron spectroscopy, scanning electron microscope (SEM) and atomic force microscope (AFM). The microhardness tester, scratch tester and ball-on-disk friction tester were applied to research the relationships between bilayer period and mechanical properties. The results indicate that the dominated components in TiN/TiBN are crystal TiN, amorphous BN and TiB2, and the scale of bilayer thicknesses is from 5.5 nm to 21 nm. The microhardness increases with decreasing bilayer period, and the highest microhardness reaches 29 GPa. The highest adhensive force is 88 N and all coatings perform perfect adhensive force. Therefore, the bilayer period shows significant influence on mechanical properties. The friction coefficient and surface roughness display the same variation trend. The highest fiction coefficient is only 0.31. The production of self-lubrication BN phase is the main reason for the low fiction coefficient value. The smaller the bilayer thickness is, the more the interfaces contribute to improve the mechanical properties.
Key words:
multi-arc plasma deposition&&&&
TiN/TiBN nanocomposite coatings&&&&
adhesive force&&&&
friction coefficient&&&&
TiN涂层是研究较早、生产工艺已趋向于成熟、且具有较优力学性能的二元硬质涂层，被广泛应用于刀具、模具等的工业生产中。然而随着机械制造技术的飞速发展，加工对象越来越多，对硬质涂层硬度、耐磨性、抗氧化性、耐腐蚀性的要求也越来越高[,,,,]，钛基多元氮化物涂层和其他金属氮化物涂层因其更高的硬度和更优的力学性能而受到广泛重视，B掺杂的TiN涂层就是其中之一。如马大衍[]发现PVD制备的Ti-B-N涂层加入B元素后会出现nc-TiN/a-BN类型的晶相和非晶相复合结构，使TiBN涂层的硬度和抗磨损性能显著高于TiN涂层。另外，TiN通过与其他力学性能良好的涂层复合制备的多层复合涂层性能更优，因而能更好的保护基体。李志强[]通过研究不同复合层数的TiN/TiAlN纳米复合涂层的性能，发现增加复合膜层数能提高涂层的耐磨损性能。
目前，TiN/TiBN纳米复合涂层是研究相对较少的一种涂层材料。对于多层TiN/TiBN纳米复合涂层，TiN/TiBN纳米复合涂层的调制周期、复合层数、沉积温度等对涂层的性能都会产生一定的影响。K.Chu[]用反应磁控溅射方法制备了TiN/TiBN纳米复合涂层，对其力学性能和摩擦性能进行了系统的研究，结果指出在5 N的载荷下TiN/TiBN纳米复合涂层的摩擦因数为0.5。
为了降低摩擦因数，获得摩擦性能更优的TiN/TiBN纳米复合涂层，文中用多弧离子镀方法制备TiN/TiBN纳米复合涂层，通过调整衬底的转速改变膜层调制周期，进一步研究调制周期对TiN/TiBN纳米复合涂层的结构、成分及力学性能的影响。
1 材料与方法
1.1 试样制备
在表面抛光处理的YT14硬质合金和Si(100)衬底材料上，采用阴极电弧离子沉积系统，在Ar和N2的气氛下沉积TiN/TiBN纳米复合涂层。其中，4个纯Ti靶(99.9%)固定在沉积室内一侧，4个纯TiB2靶安装在相对位置。
先将衬底材料依次采用丙酮和乙醇超声清洗，氮气吹干后固定在沉积腔工件架上。然后，沉积前为进一步提高衬底表面的清洁度，用氩离子辉光放电刻蚀清洗、预热，刻蚀气压为2 Pa、偏压-800 V、占空比80%，刻蚀清洗过程持续30 min；为去除表面污染物，提高膜基结合力，对衬底材料进行轰击，轰击离子为Ti3+，气压0.01 Pa、偏压-800 V，轰击10 min。最后，为提高膜基结合力，沉积5 min的TiN过渡层。沉积过程的具体工艺参数见表 1。通过改变工件架转速来沉积不同调制周期的TiN/TiBN纳米复合涂层，试验采用的5个转速分别为1.5、3、6、9和12 r/min，调制周期范围为5.5~21 nm。
表 1 TiN/TiBN纳米复合涂层的沉积参数Table 1 Deposition parameters of the TiN/TiBN nanocomposite coatings
ProcessTemperature/℃Pressure/PaNegative Bias/VCurrent of Ti target/ACurrent of TiB2 target/ATime/min
Glow(Ar)3002.00-8000030
Bombard(Ti3+)3000.01-80070010
Transition Layer3002.00-2007005
Coatings3000.50-200707040
1.2 表征与分析
用HX-1000显微硬度计测量TiN/TiBN纳米涂层的硬度，载荷大小为0.49 N，每个样品随机抽取10个点进行测量，再取平均值以保证测量值的精确。用MS-T3000球盘测试仪进行摩擦性能测量，测试温度为25~30 ℃，相对湿度为70%~80%，用直径Φ 3 mm钢球对磨，球盘的载荷为5 N，以0.02 m/s速度旋转并持续30 min，测试过程中记录摩擦因数的值。涂层膜基结合力采用WS-2002划痕仪检测，其加载速度100 N/min，从0加载至100 N。
TiN/TiBN纳米复合涂层的晶体结构用X射线衍射仪(Bruker-axs D8 advanced)分析。用扫描电镜(FEI Siron SEM)和原子力显微镜(SPM-9500J3)测量涂层表面形貌和表面粗糙度。涂层的化学成分用XPS(Kratos XSAM800)测定，激发源用Mg K线(1 253.6 eV)。
2 结果与讨论
2.1 TiN/TiBN纳米复合涂层的结构
图 1是TiN/TiBN纳米复合涂层的表面形貌。其中，图 1(a)~图 1(d)的转速分别为1.5，3，6和9 r/min，在转速为1.5 r/min时，涂层表面存在大量的微小颗粒，而当转速增加至3~6 r/min时，颗粒尺寸增大，中间凹陷、四周凸起的圆盘形熔滴增多，出现尺寸较大、较深的凹坑，这是由于转速增大，离子轰击衬底时有一定的入射角度，使其垂直方向的能量减少，嵌入深度比较浅，导致其容易受其他粒子的撞击而逸出，产生凹坑[]。
图 1 不同转速下制备的TiN/TiBN纳米复合涂层的表面形貌
Fig. 1 Surface morphologies of the TiN/TiBN nanocomposite coatings prepared under different rotation speed
当转速增大至9 r/min时，表面颗粒尺寸减小，但数量增多，且分布趋于均匀，这是因为在大转速情况下，衬底受到载能粒子的轰击减弱，小颗粒被其他粒子撞击逸出的概率降低，因此数量增多；而质量偏大的颗粒具有较大的惯性，使之从衬底表面脱落，因此表面颗粒尺寸减小，从而改善了薄膜的表面致密度和均匀性。
图 2是转速为1.5、6和9 r/min时TiN/TiBN纳米复合涂层的截面形貌。根据SEM截面测出涂层厚度为1.2~1.7 μm。衬底为单晶硅，从截面形貌看各涂层均无明显分层，也没有明显的纳米柱状晶结构和孔洞缺陷。随转速增大，即调制周期减少，TiN/TiBN纳米复合涂层的厚度也随之增大，这是因为调制周期减少，致使TiN/TiBN纳米复合涂层界面增多，而TiN/TiBN纳米复合涂层受界面效应影响，其沉积速率和薄膜厚度都呈现增大趋势，因此厚度增大。
图 2 不同转速下制备的TiN/TiBN纳米复合涂层的截面形貌
Fig. 2 Cross section morphologies of the TiN/TiBN nanocomposite coatings prepared under different rotation speed
图 3是转速为1.5、6、9和12 r/min时制备的TiN/TiBN纳米复合涂层的XRD衍射图谱，衬底为合金钢片。TiN/TiBN纳米复合涂层的主要结构为面心立方(fcc)的多晶TiN和六方晶体TiB2，衍射峰位置为36.5°、42.7°和79.2°，分别对应于TiN(111)、(200)和(311)；衍射峰位置为61.5°，对应于TiB2(110)。随着转速的增大，TiN(111)和(200)的衍射峰增强，说明调制周期越小越有利于TiN(111)和(200)择优取向晶粒的生长。所有调制周期都存在较弱的TiB2(110)和TiN(311)峰，并且当转速为6 r/min和9 r/min时，TiB2(110)峰强度增强，说明调制周期过小或过大都将抑制TiB2(110)增长。在调制周期最大时，各峰强度均为最弱，结晶性能最差，可能的原因是大量的非晶硼化物的生成抑制了TiB2和TiN结晶。在XRD谱图中没有出现含硼的氮化物相，说明氮硼化物是以非晶结构存在[]。
图 3 不同转速下制备的TiN/TiBN纳米复合涂层的XRD图谱
Fig. 3 XRD spectra of the TiN/TiBN nanocomposite coatings prepared under different rotation speed
图 4是转速为1.5、3、6、9和12 r/min下TiN/TiBN纳米复合涂层各元素的XPS能谱图，可以看出样品的物相应在TiB2、TiN和BN之间[]。从图 4所示的各种元素的电子结合键能判断，TiN/TiBN纳米复合涂层存在的化合物相有TiB2、TiN和BN。
图 4 不同转速下制备的TiN/TiBN纳米复合涂层各元素的XPS图谱
Fig. 4 XPS spectra of the TiN/TiBN nanocomposite coatings prepared under different rotation speed
其中B1s能谱分解为3个峰，B元素主要以TiB2和BN形式存在，因B原子半径较小，其存在于N、Ti原子中必然导致B与一部分Ti结合形成类似于TiB2的结构[]，另一部分与N结合形成BN，当转速从1.5 r/min增加至6 r/min时，BN含量与TiB2含量均相对增加，当转速继续增大时，BN含量相对减少。N1s芯电子能谱位于396.5 eV的峰位对应于TiN晶体，397.4 eV的峰对应于非晶BN，而399.7 eV的峰位应为少量的金属氮化物，根据其峰形面积判断，N元素主要以BN和TiN存在，随着转速增大，BN含量与TiN含量相比，BN含量相对增加。Ti2p芯电子能谱分为Ti2p3/2和Ti2p1/2两个轨道，细实线左边的Ti2p3/2能级谱包含3个峰： 455.4、456.8和458.6 eV，分别对应于TiB2、TiN和Ti2O3，细实线右边为461.4、464.2 eV，分别对应于TiN和TiO2，随转速从1.5 r/min增至9 r/min时，高能峰处TiN含量增加，同时TiB2含量也增加。
XPS能谱里出现的氧化物是样品在制备过程中或转移过程中与空气接触氧化生成的，而Ti的氧化物含量相对较多，则是由于Ti靶长时间暴露于空气被氧化而产生的。总之，TiN/TiBN纳米复合涂层中的化合物相主要是TiB2、TiN和BN，调制周期对TiN/TiBN涂层的物相变化不产生影响，但随着调制周期的减少，TiB2、TiN和BN含量发生变化。
2.2 TiN/TiBN纳米复合涂层的力学性能
图 5给出在沉积时间不变的条件下，TiN/TiBN纳米复合涂层的硬度随涂层调制周期的变化关系。随转速增大，即调制周期减小，TiN/TiBN纳米复合涂层的硬度呈增大的趋势，且所有薄膜都具有较高的硬度值，其最大硬度值接近29 GPa，与K.Chu[]所得结果一致。
图 5 TiN/TiBN纳米复合涂层显微硬度随转速的变化
Fig. 5 Microhardness of the TiN/TiBN nanocomposite coatings as a function of the rotation speed
硬度的增大趋势，一方面与TiN/TiBN纳米复合涂层的结晶性能有关，根据前面XRD分析结果，随调制周期的变小，薄膜出现TiN(200)和(111)择优取向及较好的结晶性，因此硬度会随调制周期的减少而增大；另一方面还受界面效应的影响，因调制周期减小，导致界面层数增多，界面扩散明显，抑制了位错的产生，因此薄膜显微硬度也表现出随着调制周期的减少而增大的趋势[]。
所有TiN/TiBN纳米复合涂层样品具有较高的硬度，一是由于TiN/TiBN纳米复合涂层多层膜韧性的增强，使其具有更高的断裂阻力和韧性值来抑制裂纹的产生[]；二是多晶TiN嵌于非晶的BN相内，非晶相BN可以阻止晶相TiN的塑性变形，从而提高了样品的硬度[]。
图 6是TiN/TiBN纳米复合涂层的膜基结合力随转速的变化关系。转速为1.5~6 r/min时，膜基结合力呈增大趋势，转速为9~12 r/min时，膜基结合力呈下降趋势。所有TiN/TiBN纳米复合涂层均表现出较高的膜基结合力，且在转速为6 r/min时达到最大结合力(88 N)。较高的膜基结合力是源于过渡层的作用：一方面，优化设计的TiN过渡层使涂层的内应力减小；另一方面TiN过渡层由混合层和扩散层组成，通过Ti、N原子的扩散能显著提高膜基间的膜基结合力[]。
图 6 TiN/TiBN纳米复合涂层膜基结合力随转速的变化
Fig. 6 Adhensive force of the TiN/TiBN nanocomposite coatings as a function of the rotation speed
图 7是TiN/TiBN纳米复合涂层的摩擦因数和粗糙度随转速的变化趋势。可以看出，摩擦因数和均方根粗糙度(RMS)有着相同的变化趋势。转速从1.5 r/min增至3 r/min时，均方根粗糙度和摩擦因数均下降；转速从3 r/min增加到9 r/min时，均方根粗糙度和摩擦因数均上升，这与前面的薄膜表面形貌观测结果一致，表明大颗粒和凹坑数量的增加导致摩擦因数和均方根粗糙度增大；而当转速从9 r/min增至12 r/min时，又均呈下降趋势。所有调制周期的样品都呈现较低的摩擦因数，这主要是因为膜层中存在自润滑作用的BN相[]。各调制周期的摩擦因数整体呈现下降趋势，这与TiN/TiBN纳米复合涂层的调制周期大小、涂层硬度等有关，调制周期减少，界面犁耕效应减弱，TiN/TiBN纳米复合涂层的摩擦因数减少；同时，硬度越大，摩擦因数越小。
图 7 摩擦因数和RMS粗糙度随转速的变化
Fig. 7 Friction coefficient and RMS roughness of the coatings as a function of the rotation speed
(1) 通过衬底转速的变化可以制备不同调制周期的TiN/TiBN纳米复合涂层，其主要成分是TiN、BN和TiB2，其中TiN为多晶结构。
(2) TiN/TiBN纳米复合涂层的调制周期对其硬度有显著的影响，随着调制周期的减小，TiN/TiBN纳米复合涂层的硬度增加，当转速为12 r/min，即调制周期最小时，有最大硬度值为29 GPa。TiN/TiBN纳米复合涂层的最大膜基结合力为88 N，其他调制周期的样品均具有较强的结合力。
(3) TiN/TiBN纳米复合涂层的摩擦因数主要受表面粗糙度影响，在转速为1.5 r/min时摩擦因数达到最大值0.31，表面均方根粗糙度在转速为3 r/min时达到最小值。
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中国科协主管，中国机械工程学会主办。
刘丹, 韩滨, 闫少健, 柯贤文, 付德君, 王浪平
LIU Dan, HAN Bin, YAN Shao-jian, KE Xian-wen, FU De-jun, WANG Lang-ping
多弧离子镀制备TiN/TiBN纳米复合涂层的结构和性能
Structure and Mechanical Properties of TiN/TiBN Nanocomposite Coatings Deposited by Multiarc Plasma Deposition
刘丹(1990-)， 女(汉)， 湖南湘潭人， 硕士生； 研究方向： 功能材料及其离子束改性
湖北省武汉市洪山区珞瑜路129号430072
武汉大学印刷与包装系
Tel: (027)什么是TiN涂层高速钢刀具，它有什么特征？
&&&&1.&&&&刀具材料的耐热性是判断其切削性能的重要特性。由于经TiN涂层后高速钢刀具表面摩擦特性得到改善，与未涂层的普通高速钢刀具相比，在相同切削条件下，其切削变形程度减小，因而产生的切削热减少，切削温度降低；又由于TiN化合物的导热系数较小，因而TiN涂层刀具表面温度场分布特征亦与未涂层高速钢刀具不同。笔者从微观角度分析研究了TiN薄膜的晶体结构类型与TiN涂层热相变特性之间的相互关系以及不同晶体结构类型的TiN薄膜随温度上升的变化规律。&
&&&&切削试验结果表明，TiN涂层刀具的耐磨性与TiN化合物的晶体特征关系密切。当TiN晶体具有间隙化合物特征时，其耐磨性大大优于有序固溶体结构的TiN涂层。沉积工艺试验表明，用C1工艺（电弧发生等离子体PVD法）沉积的TiN涂层为有序固溶体结构，而用C2工艺（等离子枪发射电子束离子镀）沉积的TiN涂层为间隙相化合物。显然，C2工艺优于C1工艺。&
&&&&2.切削变形与切削摩擦&
&&&&为了深入研究TiN涂层刀具的热学特性，首先讨论可转变为切削热的切削变形功和切削摩擦功。&
&&&&2．1&TiN涂层对刀具切削变形的影响&
&&&&借助快速落刀装置观察TiN涂层刀具的切削变形程度，可知在相同的切削条件下，TiN涂层刀具第一变形区的剪切角比未涂层刀具约大4°～6°，未涂层刀具切屑底部滞流层变形程度相当严重，而TiN涂层刀具的切屑底部滞流层变形程度较轻。&
&&&&2．2&TiN涂层对刀-屑间平均摩擦角β的影响&
&&&&通过正交直角切削试验，测得TiN涂层刀具和未涂层刀具刀—屑间的平均摩擦角β。由测量结果可知，在相同的切削条件下，与未涂层刀具相比，TiN涂层刀具刀—屑间的摩擦角β较小（即TiN涂层与切屑底部的摩擦系数较小），这是因为刀具表面的TiN化合物在刀—屑摩擦面间起到了固体润滑剂的作用。&
&&&&2．3&TiN涂层对切屑变形系数ξ的影响&&
&&&&由切削试验中两种不同刀具（在不同润滑条件下）的切屑变形系数ξ随切削速度V的变化规律可知：与未涂层刀具相比，TiN涂层刀具的切屑变形系数ξ值较小。这也表明，在切削过程中，由于TiN化合物的减摩作用，TiN涂层刀具的切屑变形程度较轻。&
&&&&2．4&TiN涂层对刀-屑接触长度Lf的影响&
&&&&TiN薄膜与切屑间的减摩作用还导致了刀-屑接触长度Lf的缩短。刀-屑接触长度Lf的缩短使切削热不易被切屑带走，切削热易集中在刀尖（或刀刃）附近。红外热像仪测温试验也证实了这种现象。&
&&&&3．切削温度与温度场分布&
&&&&切削过程中用AGA780红外热像仪测量刀具表面的切削温度（即温度场分布）。&
&&&&切削试验采用正交自由切削，刀具主偏角＝90°，刃倾角λs＝0°，工件为薄壁管形。试验结果表明：在相同的试验条件下，与未涂层高速钢刀具相比，TiN涂层刀具的切削温度较低。如切削速度V=60m/min时，TiN涂层刀具表面最高温度为360℃，而未涂层刀具表面最高温度为450℃。这是因为切削时TiN涂层刀具切削区的变形功、摩擦功较小，因而产生的切削热量较小。刀具表面切削温度低意味着在使用TiN涂层刀具时，可适当提高切削速度，进而提高切削效率。&
&&&&两种不同刀具的切削温度场分布规律亦存在明显差异。TiN涂层刀具的最高温度点位于（接近）刀尖（刀刃）处，而未涂层刀具的最高温度点距离刀尖约为0.25mm。究其原因，一是因为TiN涂层刀具刀—屑接触长度Lf较短，切削热不易被切屑带走；二是由于TiN化合物的导热系数较小，切削热沿刀面传导的速度较慢，因而导致切削热易集中于刀尖（或刀刃）处。因此，为了改善TiN涂层刀具的散热条件，应适当改进TiN涂层刀具几何参数的设计（适当加大刀尖圆弧半径rε及刃口钝圆半径rn），以延长TiN涂层刀具的切削寿命。&
&&&&4.TiN晶体结构及其热相变规律&
&&&&借助高温X射线衍射仪观察TiN晶体结构的热相变规律。试验条件：C-oK-α射线，管电压50KV，管电流100mA，大气气氛。首先在室温下记录TiN晶体衍射峰；然后以每分钟40℃的温升速度、每间隔100℃保温35分钟，分别记录TiN晶体的相变衍射峰。试验结果表明，用不同沉积工艺方法得到的TiN晶体的热相变特性差异很大。&
&&&&（1）由电弧发生等离子体PVD法（C1工艺）沉积的TiN涂层试样结果分析：在室温时，TiN薄膜为(1&1&1)、(2&2&0)双重择优取向晶体；当温度升至200℃时，TiN晶体的(1&1&1)晶面衍射峰强度没有变化，而(2&2&0)晶面衍射峰强度增大，在低角度(2θ=26°左右)处出现宽波峰；温升至400℃时，TiN晶体的(1&1&1)晶面衍射峰完全消失，而(2&2&0)晶面衍射峰强度不变，低角度处的宽波峰强度增大；温升至800℃时，TiN晶体的衍射峰完全消失，而低角度处的宽波峰强度亦越来越弱。&
&&&&由金属学理论可知，由C1工艺沉积的TiN晶体属有序固溶体结构。由高温X射线衍射理论可知，有序固溶体TiN的有序度转变临界温度低于600℃,因而这种晶体结构的TiN高温特性较差。在室温时，TiN晶体结构属长程有序固溶体结构，随着温度的升高，TiN晶体的长程有序度逐渐降低，并转变为短程有序固溶体。在400℃时，TiN的（1&1&1）晶面衍射峰消失，600℃时，其长程有序度为零，即转变为完全无序。当长程有序度逐渐下降时，对低角度处出现的宽波峰可认为是TiN薄膜由晶体逐渐转变为非晶体物质。切削磨损试验表明，这种非晶态物质的耐磨性较差，因而这种有序固溶体结构的TiN涂层薄膜的耐磨性并不理想。&
&&&&（2）用等离子枪发射电子束离子镀（C2工艺）沉积的TiN涂层试样的高温衍射试验结果分析：室温时，TiN晶体具有明显的(1&1&1)晶面择优取向，随着温度升高，涂层表面原子热振动加剧，600℃时TiN表面脱N而形成Ti2N+N；当温度达到960℃时，Ti2N再次脱N而形成Ti+N；TiN的始氧化温度为800℃，氧化物为TiO(R),γ-FeTiO2,ε-FeTiO和TiO等。&
&&&&上述试验结果及其分析表明，用C2工艺沉积的TiN晶体是间隙相化合物，其晶体结构比较稳定。切削试验表明，具有间隙相晶体结构的TiN涂层刀具的耐热性、耐磨性均优于有序固溶体结构的TiN涂层刀具。间隙相化合物TiN的晶体结构稳定，高温特性优良，有利于提高TiN涂层高速钢刀具的工作寿命。&
&&&&5.结论&
&&&&（1）由于TiN化合物的减摩作用,用TiN涂层高速钢刀具进行切削时,其切削变形和切削摩擦较缓和,产生的切削热较少,因而切削温度较低。&
&&&&（2）TiN涂层刀具的刀-屑接触长度较短,&TiN化合物的导热系数较小,因而切削热易集中在刀尖(或刀刃)处。为了改善TiN涂层刀具的散热条件，应适当加大刀具的刀尖圆弧半径rε和刃口钝圆半径rn。
&&&&（3）TiN涂层刀具的热学特性与沉积工艺密切相关,同时与TiN晶体的结构类型密切相关。用电弧发生等离子体PVD法（C1工艺）沉积的TiN薄膜具有有序固溶体晶体结构,其耐热性、耐磨性均较差；而用等离子枪发射电子束离子镀（C2工艺）沉积的TiN涂层为间隙化合物结构,具有稳定的晶体结构,具有较好的耐热、耐磨性能。
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