0 引言
在机加工过程中，如果切屑无法折断，则连续不断的切屑会缠绕在工件或刀具表面上，增大工件的已加工表面粗糙度、缩短刀具使用寿命以及危害工作人员的安全，如果切屑的缠绕情况严重，还会导致机床停机，影响自动化进程和生产效率。目前断屑已成为影响自动化生产的关键因素之一[1-3]，通过采用有效的断屑技术，将切屑折断成适当的长度，能够在保证工件加工质量的前提下，提高生产效率，降低生产成本，推动自动化生产的进程。硬质合金材料可转位刀片的断屑方法目前已得到广泛研究且发展较为成熟，断屑槽成为硬质合金刀具的常用断屑方式。何耿煌等[4]研究了硬质合金刀片的断屑槽槽形的几何参数与切削进给量对折断切屑的作用机制；LOTFI等[5]通过有限元分析和实验的方法，研究了硬质合金刀片断屑槽槽形对切屑形状的影响规律； LIAO等[6]对硬质合金刀片的断屑槽的槽形进行了有限元仿真优化。
目前，对于高速钢刀具，主要通过在刀具的前刀面上加工出断屑槽或断屑台来实现有效断屑。SAHU等[7]在高速钢材料的麻花钻上设计并磨制断屑槽，研究表明在钻削加工过程中，断屑槽能够非常有效地进行断屑以及防止切屑堵塞。但是，加工断屑槽需要采用砂轮磨削加工的方法，不仅加工效率较低而且在磨削加工断屑槽时不可避免地要去除刀具前刀面的材料。需要指出的是，高速钢刀具一般需要历经多次重磨过程，当刀具变钝需要重磨切削刃时，主切削刃与断屑槽之间的相对位置就会发生改变，使断屑槽不能充分发挥其断屑性能。如果刀具上原有断屑槽因为位置不合理失去了断屑效果，那么就需要在刀具重磨时将原有的断屑槽磨去，再重新刃磨出切削刃，并再次磨削出新的断屑槽，因此刀具的重磨过程会导致更多的高速钢刀具材料被磨除而引起更大的浪费。
如果在高速钢车刀的前刀面上应用激光粉末熔覆技术制作出断屑台，那么当刀具变钝重磨后，这种激光熔覆断屑台便可以通过磨削方式去除。激光熔覆断屑台很容易再次制造，可以避免刀具重磨对断屑效果的影响和刀具材料的浪费。但是，如果激光熔覆材料选择不合理，容易产生激光熔覆裂纹，导致激光熔覆层的硬度下降，使激光熔覆断屑台以及刀具的使用性能受到影响。本文以W6Mo5Cr4V2高速钢刀具为例，通过分析激光熔覆断屑台的熔覆组织和硬度，确定出合适的激光熔覆粉末材料，在满足刀具断屑性能的前提下，在刀具前刀面上制备断屑台，避免激光熔覆断屑台的裂纹缺陷，并且提高激光熔覆层的硬度。
1 实验材料和方法
1.1 实验材料
车刀材料为W6Mo5Cr4V2高速钢，工件选择牌号为2A12的铝合金，工件的直径为50 mm，长度为300 mm。激光熔覆粉末材料分别为：KF-300A型的镍基碳化钨自熔性合金粉末(简记“Ni-WC”)、KF-60型的钴碳化钨复合粉(简记“WC-12Co”)和高速钢粉末(简记“M2”)，其中Ni-WC和WC-12Co粉末的粒径范围均为45～109 μm；高速钢粉末的粒径范围为53～150 μm。将质量分数为15%的WC-12Co和M2粉末混合(简记“M2/WC-12Co”)，并加入无水酒精，采用 4∶1的球料比，在DECO-PBM-V-O-4L型行星球磨机中进行球磨，使两种粉末均匀混合，球磨的转速为400 r/min，球磨2 h。经过烘干和过筛获得混合粉末。本文实验所用的3种激光熔覆粉末见图1。
(a)Ni-WC
(b)M2
(c)M2/WC-12Co 图1 熔覆粉末的显微图 Fig.1 The micrographs of cladding powder
1.2 实验方法
通过工具磨床刃磨得到车刀的几何角度：刀具前角γ0=25°,刀具后角α0=10°,主偏角κr=75°,副偏角κ＇r=10°和刃倾角λs =5°。黏结剂选用松香酒精溶液，在高速钢车刀的前刀面上分别预置厚度为1 mm的Ni-WC、M2、M2/WC-12Co粉末涂层，然后将上述车刀在鼓风干燥箱中烘干，设置加热温度为200 ℃，时间为30 min。在具有氩气保护的实验条件下，在高速钢车刀的前刀面上通过YAG-W200B型激光焊接机熔覆出断屑台，具有激光粉末熔覆断屑台的高速钢车刀见图2。通过激光粉末熔覆的预备实验得到每种激光熔覆粉末的工艺参数，如表1所示。
将铝合金棒料装夹在CAK3665型数控车床上，进行干切削实验，切削转速为100 m/min，切削深度为1 mm，进给量为0.1 mm/r。在XQ-2B型镶嵌机上制作激光熔覆断屑台的金相试样，用体积比为3∶1的硝酸和盐酸腐蚀Ni-WC粉末熔覆试样；用100 ml蒸馏水+2 g苦味酸+25 g氢氧化钠的混合液体煮沸分别腐蚀M2和M2/WC-12Co粉末熔覆试样。选择dilas半导体激光器制备测试热膨胀系数的试样，激光熔覆采用同步送粉方式重复熔覆三次制成一个熔覆试件，功率为2.5 kW， 扫描速度为4 mm/s，送粉量为25 g/min，光斑尺寸为5 mm。采用线切割法将熔覆层从基体上切下，切成24 mm×5 mm×4 mm的长方体试样。在DIL402C型热膨胀仪上测量激光熔覆粉末试样的热膨胀系数，在D8 ADVANCE DAVINCI型X射线衍射仪上测试激光熔覆层中的物相，用KH-8700型三维体视显微镜观察熔覆层的金相组织，用HXD-1000TMC/LCD型显微硬度计测试硬度，载荷为50 N，加载时间为15 s。
图2 具有激光粉末熔覆断屑台的高速钢车刀
Fig.2 HSS turning tool with laser cladding chip breaker
表1 激光熔覆工艺参数
Tab.1 Parameters of laser cladding processes
电流I(A)脉宽d(ms)频率f(Hz)离焦量δ(mm)Ni-WC80810+3M2 8058+3M2/WC-12Co110150+2
2 结果与讨论
2.1 断屑效果
高速钢车刀切削铝合金的切屑形状见图3。图3a中，无断屑台高速钢车刀产生的切屑为带状屑，呈缠绕状，在切削过程中连续不断的切屑在车刀前刀面上产生，且切屑堵塞在刀架和工件之间。带有激光熔覆断屑台的高速钢车刀所产生的切屑主要为发条状屑和6字形屑，并伴有部分的短螺卷屑以及C形屑，如图3b所示。与普通高速钢车刀相比，具有激光熔覆断屑台的高速钢车刀能够实现有效断屑。
由于铝合金材料具有较好的韧性，故在无任何断屑措施的切削过程中，切屑的自然卷曲不足以使其折断。如果采用措施使切屑产生进一步卷曲，减小切屑的卷曲半径，就可以实现断屑。如图4所示，在切削过程中，当流出的切屑碰到高速钢车刀前刀面上的断屑台时，使切屑产生进一步的弯曲变形，导致切屑的卷曲半径Rc减小，根据切屑折断公式[8]：
(a)无断屑台车刀
(b)激光熔覆断屑台车刀
图3 高速钢车刀切削铝合金的切屑形状
Fig.3 Chip shapes of high aluminum alloy cut by HSS tools
(1)
式中，ε为切屑应变；εB为切屑断裂应变；hch为切屑厚度；RL为切屑折断半径。
图4 切屑折断过程示意图
Fig.4 Schematics of chip breaking process
当切屑弯曲半径变小时，切屑的应变随之增大，如果满足 ε≥εB，切屑折断。通过上述分析可知，高速钢刀具前刀面上的激光熔覆断屑台使切屑产生了进一步弯曲，增大了切屑内部的应变ε，从而折断切屑。
2.2 熔覆层裂纹
图5所示为激光粉末熔覆断屑台的横截面，3种熔覆断屑台均能够较好地与高速钢基体冶金结合。然而，在Ni-WC熔覆层可以观察到裂纹和气孔缺陷，而且裂纹扩展至高速钢基体(图5a)，显然上述缺陷会降低断屑台的强度，影响高速钢刀具的使用。
熔覆裂纹的产生主要受到激光熔覆层中残余应力的影响，残余应力来源于热应力、相变应力和拘束应力三方面[9]。由于激光熔覆过程中存在快速加热和快速冷却的现象，因而热应力是产生激光熔覆裂纹的主要因素，熔覆热应力σth的公式[10]为
(a)Ni-WC
(b)M2
(c)M2/WC-12Co 图5 断屑台横截面形貌图 Fig.5 Cross-sectional topography of chip breakers
σth=EΔαΔT/(1-μ)
(2)
式中，E为熔覆层的弹性模量；μ为熔覆层的泊松比；ΔT为熔覆温度与室温之差；Δα为熔覆层材料与基体材料线胀系数之差。
根据式(2)可知，热应力与Δα成正比关系。如果激光熔覆层材料的热膨胀系数与高速钢刀具的热膨胀系数相近，便可以减小热应力，从而避免熔覆裂纹的产生[11]。如图5b所示，选择与高速钢刀具基体相同的M2高速钢粉末进行激光熔覆，便可以获得无裂纹缺陷的熔覆层。为了进一步提高M2高速钢粉末的熔覆层硬度，向M2粉末中添加质量分数为15%的WC-12Co，在熔覆层中没有观察到熔覆裂纹缺陷(图5c)。
高速钢基体材料和3种激光熔覆层材料的热膨胀系数如表2所示，|Δα|为激光熔覆层材料与高速钢基体材料的热膨胀系数差值的绝对值。由式(2)可知，如果减小|Δα|，则熔覆层中的热应力也会随之减小，从而降低熔覆层的开裂倾向。如表2所示，在3种熔覆层材料中，Ni-WC熔覆层材料与高速钢基体材料的热膨胀系数相差最大，而M2/WC-12Co熔覆层材料和M2熔覆层材料与高速钢基体材料的热膨胀系数差异相对较小。
通过上述热膨胀系数差值的对比可以说明M2/WC-12Co与M2熔覆层没有产生裂纹的原因。
表2 材料的热膨胀系数
Tab.2 Thermal expansion coefficients of materials 10-5K-1
高速钢基体熔覆层材料Ni-WCM2M2/WC-12Coα1.611.181.331.88|Δα|00.430.280.27
图6为3种粉末激光熔覆层表面的 XRD图谱，Ni-WC激光粉末熔覆层主要包括Ni-Cr-Fe、Ni3B、CrB、Ni31Si12、WB、W2C等物相，在激光高能束辐照的条件下，WC颗粒发生分解产生W2C 硬质相[12]，同时，Ni-WC粉末材料与高速钢基体会产生冶金反应，使B元素分别与Cr、Ni、W元素结合形成 Ni3B、CrB、WB强化硬质相[13-14]。此外，Si元素与Ni元素也可以结合形成Ni31Si12硬质相，Ni3B、CrB、Ni31Si12硬质相提高了熔覆层的硬度，但也增加了熔覆层的脆性。如果熔覆的脆性较大，当激光熔覆过程中所产生的拉应力超出熔覆层的承受能力时，就会使熔覆层开裂，形成熔覆裂纹[14-16]。M2激光粉末熔覆层的化学成分包括α-Fe、CFe15.1、Fe3W3C3等，熔覆层中α-Fe的韧性较好，能够改善熔覆层的韧性，有助于提高M2粉末熔覆层的抗开裂能力时。M2/WC-12Co激光粉末熔覆层组织主要由α-Fe、CrFe7C0.45、Fe3W3C3和W2C组成，熔覆层中的α-Fe有助于增加熔覆层的韧性，另外在激光辐照的条件下，WC颗粒发生分解产生W2C，形成的W2C继续与存在M2粉末中的Fe结合生成Fe3W3C3等[12]，Fe3W3C3属于硬质相，可以提高熔覆层的硬度。W2C、Fe3W3C3物相成分的显微组织细小，有助于提高熔覆层的强度和塑性[16]，因此M2/WC-12Co熔覆层不仅硬度高，而且抗开裂能力强。
(a)Ni-WC
(b)M2
(c)M2/WC-12Co 图6 激光熔覆层表面的XRD图谱 Fig.6 XRD pattern of laser cladding layer
2.3 熔覆层硬度
激光粉末熔覆层的硬度见图7，Ni-WC、M2激光熔覆层的平均显微硬度分别为1127HV和727HV；M2/WC-12Co熔覆层的显微硬度为907.2HV，比M2熔覆层硬度高一些。高速钢基体的平均显微硬度为921HV。当熔覆层与高速钢刀具的硬度相差较小时，激光熔覆层对高速钢刀具的后续重磨影响相对较小。如果熔覆层的硬度过低，当高速钢刀具重磨时，一旦切削刃刃磨到熔覆断屑台位置附近，便会影响刀具的切削性能。通过上述分析可知，以M2/WC-12Co粉末制作的激光熔覆断屑台，熔覆层硬度接近高速钢基体的硬度，无熔覆裂纹缺陷，对高速钢刀具的切削性能的影响相对较小，故M2/WC-12Co粉末适于作为高速钢刀具激光熔覆断屑台的熔覆材料。以Ni-WC粉末制作的断屑台硬度高，但有裂纹，不适用。M2粉末制作的断屑台熔覆层无裂纹，但硬度低于高速钢的基体硬度，会影响刀具的切削性能。
图7 激光熔覆层的显微硬度
Fig.7 The microhardness of laser cladding layers
图8是M2和M2/WC-12Co粉末的熔覆层金相组织图，在 M2粉末熔覆层中可以观察到树枝状晶体，如图8a箭头A所示；在M2/WC-12Co的激光粉末熔覆层中可以观察到细小的等轴状晶体，如图8b箭头B所示，与M2激光粉末熔覆层相比，M2/WC-12Co激光粉末熔覆层的晶粒更细、分布更均匀。晶粒细化有助于提高材料的塑性和韧性[17]，因此M2/WC-12Co激光粉末熔覆层不容易产生裂纹[18]。图8b箭头C为散布于熔覆层中的碳化钨颗粒，对碳化钨颗粒进行能谱分析，结果见图9，这些碳化钨颗粒可以起到第二相弥散强化的作用，从而进一步提高了熔覆层的硬度[19]。
(a)M2
(b)M2/WC-12Co
图8 熔覆层的金相图
Fig.8 The metallographic images of cladding layers
图9 碳化钨颗粒区域的能谱分析
Fig.9 Spectrum analysis of WC particle region
3 结语
利用激光熔覆技术在高速钢车刀的前刀面上制备出激光熔覆断屑台，在切削过程中激光熔覆断屑台能够减小切屑的卷曲半径，实现有效断屑。用M2/WC-12Co粉末制作的激光熔覆断屑台能够实现与高速钢刀具基体的良好冶金结合，熔覆层中无裂纹缺陷，硬度与高速钢基体相近，M2/WC-12Co激光熔覆粉末适于制作高速钢刀具的激光熔覆断屑台。
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