碳化硅陶瓷的磨削損傷特性

關鍵詞碳化硅陶瓷；磨削加工；磨粒未變形最大磨屑厚度；表面/亞表面損傷中圖分類號 TB32;TG58 文獻標志碼 A文章編號 1006-852X（2025）02-0176-13DOI碼 10.13394/j.cnki.jgszz.2024.0030收稿日期 2024-02-19修回日期 2024-05-16

碳化硅陶瓷因具有良好的熱穩(wěn)定性、耐磨性、耐腐蝕性、高硬度以及較低的熱膨脹系數(shù)被廣泛應用于航空航天、電子設備、汽車工業(yè)、生物醫(yī)療等領域[1-2]磨削加工是實現(xiàn)碳化硅陶瓷高效、高性能制造的典型加工方法[3，但由于材料本身的高脆性及其內部存在的大量氣孔、位錯、晶界等結構，并且碳化硅陶瓷的磨削損傷受多種因素影響，其在磨削加工中容易產(chǎn)生破碎、裂紋等缺陷，這不僅嚴重影響材料加工質量，同時也使得研究難度增加[4。為探究碳化硅陶瓷磨削過程中的損傷形式，眾多學者對碳化硅陶瓷的磨削加工過程展開了研究[]。

HUANG等研究了先進陶瓷（氧化鋁、氧化鋁-二氧化鈦和四方氧化鋯陶瓷）在高速深磨條件下的加工特性和表面完整性，同時探討了研磨過程中涉及的材料去除機制。研究表明：氧化鋁和氧化鋁-二氧化鈦陶瓷研磨過程中材料去除的主要機制是晶粒移位或沿晶界的橫向裂紋，而四方氧化鋯陶瓷的去除是通過局部微斷裂和韌性切削實現(xiàn)的，其去除機制的區(qū)別主要是由材料微觀結構的不同導致。AGARWAL等[利用金剛石砂輪在磨床上磨削碳化硅陶瓷，研究其磨削特性以及表面、亞表面加工損傷，并通過掃描電子顯微鏡將表面粗糙度、表面和亞表面損傷深度與磨削參數(shù)聯(lián)系起來。結果發(fā)現(xiàn)：材料的去除機制主要是微裂紋沿晶界擴展，從而導致晶粒的脫落；通過增加磨削加工速率，可以得到所需的表面完整性。戴劍博等[8]使用單顆金剛石磨粒劃擦實驗建立了碳化硅陶瓷表面劃痕形貌隨磨屑厚度變化的演變模型，結果表明碳化硅陶瓷材料的微觀結構在低磨屑厚度時對裂紋拓展有一定影響。MAO等[]發(fā)現(xiàn)通過減小磨削深度、提高砂輪線速度等方法，可有效降低立方氮化硼（cBN）顆粒的破碎率，并且隨著磨粒未變形最大磨屑厚度（以下簡稱磨屑厚度）的增大，材料表面粗糙度也快速增大。上述研究成果為碳化硅陶瓷的磨削加工提供了寶貴的理論支撐。

碳化硅陶瓷的內部結構以及磨削工藝參數(shù)都會對材料損傷產(chǎn)生影響，但磨削加工完成后，材料表面多是密集劃痕以及顆粒破裂損傷，而對碳化硅陶瓷內部斷裂結構的觀察較為困難。針對此現(xiàn)象，本研究設置單顆粒劃擦和金剛石砂輪磨削2個實驗：單顆粒劃擦實驗主要探究碳化硅陶瓷內部結構的力學性能差異以及臨界斷裂強度，并結合有限元仿真進一步揭示內部結構對損傷拓展的影響；磨削實驗主要探究不同磨削工藝參數(shù)下碳化硅陶瓷表面/亞表面的損傷形式與變化趨勢。

1實驗準備

1.1樣品制備與實驗方法

實驗所用工件為無壓燒結制成的六方晶體 a 碳化硅，其尺寸為 20mm×20mm×5mm ；工件經(jīng)過粗磨處理，其初始表面粗糙度 R_a 為 0.493μm 。使用基恩士VHX-6000超景深顯微鏡觀察工件的顯微結構，結果如圖1所示，碳化硅陶瓷主要由大量隨機分布的碳化硅顆粒組成，并且包含氣孔、晶界等復雜結構。使用安東帕STEP300壓痕劃痕儀開展單顆粒劃擦實驗，所用壓頭為頂角為 60^° 、粒徑為 0.25mm 的維氏金剛石壓頭，劃擦實驗采取變載荷方式，載荷由 _0N 增大到 25N 劃擦實驗開始前，使用研磨盤對碳化硅陶瓷表面進行精拋處理，使其表面粗糙度 R_alt;100nm 。磨削實驗在德國DMC650V高速立式加工中心上進行（如圖2所示），使用ER25刀柄以立式方式安裝金剛石小磨頭砂輪，磨頭直徑為 10mm 、長度為 10mm ，利用其外圓面對工件進行磨削加工。所用磨削液為質量分數(shù)為 5% 的水溶性乳化液，加工過程中的三軸力信號由置于工件夾具下方的力傳感器實時采集。為了兼顧加工質量及效率，實驗采用粒度為 300# （粒徑為 48μm ）的燒結金剛石磨頭，其不僅能實現(xiàn)材料的精磨要求（粒度大于200#為粗磨），同時擁有高粒徑磨頭的特征，可以有效提高磨削效率。

1.2材料加工損傷檢測方法

碳化硅陶瓷加工損傷可分為表面損傷和亞表面損傷。碳化硅陶瓷表面損傷利用JSM-IT500HR電子顯微鏡以及VHX-6000超景深顯微鏡觀測其磨削表面形貌后測得；亞表面損傷檢測則采用截面拋光法，具體操作步驟為：將碳化硅陶瓷用石蠟粘在拋光夾具上，放置在ALPHA-606型研拋機上并與水平面保持 30^° 夾角，工作臺轉速設置為 100r/min ，分別采用粒徑為9、3、1μm 的金剛石拋光液拋光，獲得超光滑斜面，如圖3所示，之后使用相同型號電鏡測量。

實驗共采用8組工藝參數(shù)對同一批次樣品進行磨削加工，所用磨頭轉速為 3000，6500，10000r/min （根據(jù)磨頭直徑可換算為磨削速度 u_s 為1.57、3.41、5.23m/s ），進給速度 u_w 分別為10、40、70、 100mm/min 磨削深度 a_p 分別為 10，20，30μm ，具體實驗參數(shù)及結果如表1所示。

2 理論分析

2.1單顆粒劃擦損傷模型

碳化硅陶瓷獨特的制備流程使其成品中包含大量微觀結構，包括不同的晶粒形狀、晶界、石墨相以及氣孔等，如果直接將經(jīng)典壓痕斷裂力學模型應用其中，而忽略碳化硅陶瓷微觀結構對加工損傷的影響，會存在一定不合理性。具體分析碳化硅陶瓷內部微觀結構的力學性能，可以更好地理解哪些缺陷是關鍵的，有助于優(yōu)化碳化硅陶瓷的性能。根據(jù)赫茲接觸理論[11]，當一個球形磨粒壓入工件表面時，假設接觸面積是有限的，則此次接觸可產(chǎn)生的最大接觸應力 σ_max 為：

式中： F 為作用于磨粒上的總垂直力， a 為接觸區(qū)域的半徑。

對于碳化硅晶粒，其極限載荷 σ_c 可用其斷裂韌性計算得到，公式為[12]：

式中： K_IC 為斷裂韌性， A 為微觀裂紋長度。

對于碳化硅陶瓷晶界，其臨界斷裂強度 σ_a 由受載荷處的應力因子 K 決定，而 K 又由剪切應力 σ_F^S 、最大拉應力 σ_M^N 以及殘余應力 σ_R 提供的應力因子合成。設有一長、寬均為 l 的正方形區(qū)域，以其受載荷點為原點建立坐標系 r ，以 c 為極軸半徑，在此區(qū)域內的應力因子計算公式為[13]：

式中： K_F 為剪切應力提供的應力因子， K_M 與 K_R 同理; f_F（C/l） 是與裂紋尺寸相關的量綱為1的函數(shù)， f_R（C/l） 與 f_M（C/l） 同理。反推碳化硅陶瓷晶界理論臨界斷裂強度 σ_a 計算公式為：

碳化硅陶瓷晶界的組成結構受限于碳化硅顆粒的生長方式，加上碳化硅顆粒排列具有不均勻性，容易在邊界處產(chǎn)生位錯、滑移等現(xiàn)象，這大幅降低了晶界處的理論臨界斷裂強度。石墨相是由碳化硅在高溫環(huán)境中碳單質析出形成的，其極限載荷取決于石墨顆粒的形態(tài)、大小、分布以及所處位置，因此難以估計。但普遍來說，石墨相的理論臨界斷裂強度遠低于碳化硅顆粒的理論臨界斷裂強度。

當 0lt;σ_maxlt;σ_a 時，材料去除產(chǎn)生的裂紋不會繼續(xù)拓展，裂紋系統(tǒng)趨于穩(wěn)定；當 σ_alt;σ_maxlt;σ_c 時，裂紋會沿著晶界組織延伸，直至應力被消耗至 lt;σ_a ，此時的裂紋深度也為亞表面損傷最大深度；當 σ_maxgt;σ_c 時，已達到碳化硅顆粒的極限載荷且遠大于晶界、石墨相等微觀結構的極限載荷，此時破碎面積增大，這是碳化硅陶瓷磨削加工過程中更容易產(chǎn)生裂紋的重要原因。當碳化硅陶瓷發(fā)生破碎時，材料屬于脆性去除。這一區(qū)域存在中位/徑向裂紋以及橫向裂紋2種裂紋形式，如圖4所示。

根據(jù)硬脆材料亞表面損傷深度模型，中位裂紋深度 c_m 以及橫向裂紋深度 c_t 的理論方程為[14]：

c_m=K₁P^2/3

c_t=K₀P^1/2

式中： K₁ 和 K₀ 為理論系數(shù)， P 為壓痕載荷。

假設亞表面損傷深度 d 和表面粗糙度的最大值 S_z 分別等同于中位裂紋深度和橫向裂紋深度，綜合式（5）、式（6）可消除參數(shù) P ，則亞表面損傷深度表達式為[15]：

2.2磨粒磨屑厚度

SOLHTALAB等[通過磨削實驗證明：磨屑厚度與亞表面損傷有直接關系，當其足夠小時，可以對材料實現(xiàn)塑性域的超精密磨削，從而減小磨削加工帶來的亞表面損傷。閻秋生等通過小直徑砂輪磨削實驗發(fā)現(xiàn)：減小單顆磨粒磨屑厚度和增大磨粒磨削弧長可以抑制砂輪磨粒的脫落，從而充分發(fā)揮砂輪磨削性能并降低由砂輪變形帶來的形狀加工誤差。以上研究說明在磨削加工過程中，磨屑厚度對于材料損傷起到關鍵作用。為簡化磨削過程并明確影響材料磨削損傷的決定性因素，將砂輪及磨削工藝參數(shù)的多因素變量轉換為磨粒磨屑厚度變化對磨削損傷的影響。肖玉斌等[18]通過小直徑cBN砂輪磨削實驗證明砂輪表面磨粒的實際形貌分布是計算磨屑厚度的重要因素，所以在計算磨屑厚度前，需對砂輪表面磨粒實際形貌進行測量。使用基恩士VHX-6000超景深顯微鏡觀察磨粒，金剛石磨粒尺寸大小不一且隨機附著在砂輪表面，磨粒總體呈現(xiàn)耕犁形，且表現(xiàn)出小磨刃寬度的特點。沿砂輪軸線測量相鄰磨粒的平均間距 L（i） 和平均出刃高度 g（i） 如圖5a和圖5b所示，其分布頻率直方圖分別如圖5c和圖5d所示，測得其平均值分別為 0.219mm 和 45.37μm_?

由磨削原理可得，磨削過程中磨屑厚度 h_m 計算公式為[18]：

式中： a_p 為磨削深度， μm;d_s 為砂輪直徑， mm u_w 為進給速度， mminin u_s 為磨削速度， m/s 。

將砂輪實際形貌以及磨削工藝參數(shù)代入式（8）中，可得到不同磨削工藝參數(shù)下磨屑厚度的仿真結果，如圖6所示。由圖6可知：當磨削速度 u_s=5.23m/s. 磨削深度 a_p=20μm 時，將進給速度 u_w 從 10mm/min 增大到 100mm/min 時，磨屑厚度由 0.293μm 增大到 0.462μm 增加了 57.68% ；當進給速度 u_w=40mm/min 、磨削深度a_p=20μm ，磨削速度從 1.57m/s 增大到 5.23m/s 時，相對應的磨屑厚度由 0.427μm 降低到 0.337μm ，下降了21.08% ；磨削深度對于磨屑厚度的影響最為顯著，它可以明顯提高其變化上限，當磨削速度 u_s=5.23m/s， 進給速度 u_w=40mm/min 保持不變時，當磨削深度從 10μm 提高到 30μm 后，磨屑厚度將從 0.217μm 顯著提升到0.493μm ，變?yōu)樵瓉淼?.27倍。不同磨削工藝參數(shù)下的磨屑厚度結果見表1和圖6d，因此磨屑厚度隨著進給速度以及磨削深度的增大而增大，隨著磨削速度的增大而減小。

3實驗結果與分析

本研究中涉及單顆粒劃擦以及金剛石砂輪磨削2個實驗。與前文理論分析相對應，單顆粒劃擦碳化硅陶瓷實驗是為了驗證材料在不同載荷下的材料去除方式、裂紋延展方式以及碳化硅陶瓷內部結構的力學性能差異，金剛石砂輪磨削實驗是為了探究不同磨削工藝參數(shù)對碳化硅陶瓷表面/亞表面損傷的影響。

3.1單顆粒劃擦損傷

單顆金剛石磨粒劃擦碳化硅陶瓷工件表面形成的劃痕如圖7a所示。由圖7a可知：隨著載荷的增大，從右到左分成塑性去除、塑脆性去除和脆性去除3個階段。當單顆金剛石磨粒開始與工件接觸時，接觸應力極小，加工損傷以塑性耕犁條紋為主，在工件表面未觀察到裂紋或破碎凹坑等脆性去除的特征，表明此階段材料去除為塑性去除。由圖7b可知：耕犁條紋并非完全按照磨粒前進方向加深，在部分區(qū)域未產(chǎn)生明顯加工痕跡，這是由于接觸應力未達到晶界臨界斷裂強度，接觸應力被晶界組織消耗，裂紋拓展受到影響，說明在低接觸應力下，碳化硅陶瓷晶界組織起到了抑制裂紋拓展的作用。隨著載荷達到碳化硅晶界臨界斷裂強度，耕犁條紋變得更為明顯，且沿其劃痕兩側晶界拓展，材料的去除機制從純塑性去除轉變?yōu)樗艽嘈匀コｋm然此時碳化硅晶粒并未出現(xiàn)破碎，但石墨相和晶界與周圍碳化硅晶粒在彈性模量以及斷裂強度等物理性能上差異很大，當金剛石磨粒通過石墨相和晶界時，這些區(qū)域發(fā)生了不同程度的彈性變形，導致石墨相和晶界處形成間隙，從而引起斷裂損傷（圖7c）。由前文中的赫茲公式、壓頭實際形狀以及工件表面塑脆轉變的形貌，可計算此時單顆磨粒加載到碳化硅陶瓷表面的應力為 25.9MPa 。隨著載荷的進一步增加，應力超出了碳化硅晶粒的極限載荷，裂紋開始在劃痕表面拓展，逐漸形成斷續(xù)的破碎凹坑，這些凹坑可能由晶粒或氣孔破碎形成，標志著材料進入了脆性去除階段（圖7d），此時的應力為 344.0MPa 。材料進入脆性去除階段后，晶粒破碎面積增加，材料表面產(chǎn)生大面積的連續(xù)坑洞，并且裂紋沿劃痕周圍晶界以及氣孔等結構拓展開來，進一步擴大了材料表面損傷面積。由單顆磨粒劃擦實驗可得出，碳化硅陶瓷內部結構的力學性能差異是導致材料在加工時裂紋損傷容易產(chǎn)生且延展的重要原因之一。

通過有限元仿真，可進一步揭示碳化硅陶瓷內部結構對材料損傷的影響。以往的碳化硅陶瓷磨削仿真多將碳化硅陶瓷作為均質硬質材料，而忽略了其內部結構，現(xiàn)根據(jù)碳化硅陶瓷內部微觀結構的實際形貌建立仿真幾何模型。由于無壓燒結碳化硅陶瓷在制備過程中的顆粒生長呈現(xiàn)隨機性和擴散性，基于泰森多邊形的隨機框架生成算法可以有效模擬碳化硅陶瓷的顆粒形狀[]，所以采用其理論模型建立碳化硅陶瓷晶粒模型（圖8a）；晶界組織則通過在碳化硅仿真模型中添加內聚力單元以模擬晶界在材料內部的黏性作用[20]，氣孔以及石墨相由于斷裂強度過小，暫不引入仿真。碳化硅顆粒力學性能采用JH-2本構模型，具體參數(shù)見表2。在生成晶粒框架之后，在不同碳化硅晶粒之間添加內聚力單元（圖8b），具體參數(shù)見表3。

圖9展示的是磨削深度 15μm 、劃入速度 10m/s 這一組磨削工藝參數(shù)下內聚力單元損傷云圖（上圖）與同樣參數(shù)下碳化硅陶瓷內部應力云圖（下圖），由仿真結果可以觀察材料損傷的傳播范圍以及拓展路徑，損傷云圖中的XMIXDMI為初始損傷時混合斷裂模式的比例，用于判斷損傷演化形勢。其中：內聚力單元損傷中的紅色區(qū)域為剪切破壞，綠色區(qū)域為剪切破壞與拉伸破壞并存，藍色區(qū)域為未達到破壞極限。選用上述磨削深度和劃入速度參數(shù)是因為此時的磨削仿真便于在同一工況下觀察應力傳播途徑與內聚力損傷單元演化之間的聯(lián)系。

圖9a為材料加工未完全破壞時的狀態(tài)，根據(jù)距離接觸點的遠近可確定損傷區(qū)域1＼～區(qū)域3，圖9b為材料加工完全破壞時的狀態(tài)。由于晶界臨界斷裂強度遠低于碳化硅顆粒的極限載荷，因此在碳化硅顆粒破碎后，內聚力單元處于剪切破壞階段（如損傷區(qū)域1所示），其中部分顆粒雖未達極限載荷，但周圍晶界已被破壞，導致晶粒脫落或拔除，也造成了材料損傷。損傷區(qū)域2距離接觸點較遠，碳化硅陶瓷內部應力降低，材料斷裂減少，內聚力單元損傷形式也轉變?yōu)榧羟?拉伸破壞并存。但由于晶界臨界斷裂強度較低，此時加工產(chǎn)生的裂紋沿晶界結構拓展延伸，在材料內部形成亞表面損傷裂紋。由損傷區(qū)域1～區(qū)域2可得出：晶界系統(tǒng)在載荷過大時，對材料加工損傷起促進作用。在損傷區(qū)域3中，隨著所受載荷持續(xù)降低，碳化硅陶瓷內部應力集中區(qū)域的材料并未產(chǎn)生斷裂，且內聚力單元僅為拉伸損傷，且與應力集中范圍并不重合。當材料完全破壞后，深層碳化硅顆粒裂紋并未完全延伸，取而代之的是大量內聚力單元的拉伸破壞，此時內聚力單元的作用更加清晰，即有效抑制材料內部裂紋產(chǎn)生。

有限元結果表明，晶界結構在不同載荷下對碳化硅陶瓷加工損傷起著不同的作用。在低應力載荷下，晶界結構消耗應力，其黏性作用能夠抑制微小裂紋的拓展；隨著載荷增大，即使碳化硅顆粒未發(fā)生破壞，但裂紋損傷依舊沿著晶界結構向材料內部延伸，使得損傷區(qū)域擴大；當材料所受應力載荷超過碳化硅顆粒極限斷裂強度時，材料主要損傷方式變?yōu)樘蓟桀w粒的破碎以及晶界斷裂帶來的顆粒整體拔除，材料損傷區(qū)域進一步擴大，這與實驗結果相符。

3.2 磨削加工損傷特性

3.2.1 磨削力表征

磨削力變化是磨削過程的有效反映，為了便于磨削力表征，將實驗中測得的三軸磨削力信號進行降噪處理和矢量合成，計算出不同加工參數(shù)下的磨削力數(shù)值。圖10所示為磨削參數(shù)對磨削力的影響。由圖10可知：當進給速度 u_w=40mm/min 、磨削速度 u_s= 5.23m/s ，磨削深度 a_p 由 10μm 增大至 30μm 時，磨削力由3.358N 增大到 13.594N ，增大了3.05倍；磨削速度 u_s= 5.23m/s 、磨削深度 a_p=20μm ，進給速度 u_w 由 10mm/min 增大至 100mm/min 時，磨削力由 5.184N 增大到 10.537N 增幅為 103.26% ；當進給速度 u_w=40mm/min 、磨削深度 a_p=20μm ，磨削速度 u_s 由 1.57m/s 增大至 5.23m/s 時，磨削力由 8.907N 降低至 7.237N ，下降了 18.75% 。

磨削力與磨粒磨屑厚度關系曲線如圖11所示，雖然兩者間不存在簡單的線性關系，但磨削力隨磨粒磨屑厚度的增加而顯著增大。

3.2.2 磨削表面損傷

使用超景深顯微鏡放大300倍觀測磨削表面形貌，結果如圖12所示。材料表面形貌圖上的黑色區(qū)域代表破碎、凹坑等表面損傷，用ImageJ圖像處理軟件對碳化硅的表面形貌進行測量，將提取到的黑色區(qū)域面積比例定義為表面損傷比例，以此量化磨削表面損傷程度。當磨削速度 u_s=5.23m/s 、進給速度 u_w=40mm/min ）磨削深度 a_p=10μm 時，磨粒磨屑厚度和磨削力均最小，分別為 0.217μm 和 3.358N （表1）。通過超景深顯微鏡測量的顯微形貌可知，此時工件表面形貌主要存在著由顆粒劃擦形成的表面微溝槽和少量微小凹坑，計算所得表面損傷比例僅為 0.396% （圖12a）；當提高進給速度至 70mm/min 并增大磨削深度至 20μm ，磨屑厚度 h_m 增大至 0.416μm （表1），碳化硅陶瓷表面開始出現(xiàn)大量明顯的破碎狀孔洞且表面溝槽變得更加明顯，表面損傷比例上升到 2.132% （圖12b）；當磨削深度進一步增大到 30μm 時，磨屑厚度進一步增加到 0.493μm （表1），材料表面出現(xiàn)大量嚴重的斷裂形凹坑缺陷，表面損傷比例上升至 2.473% （圖12c）。表面損傷比例與磨屑厚度關系曲線如圖12d所示，可知磨屑厚度的增大會導致材料表面損傷面積擴大，從而惡化表面質量。

使用掃描電鏡觀察磨削后的碳化硅陶瓷表面損傷微觀形貌，結果如圖13所示，圖 13a～13d 放大倍數(shù)分別為450、1500、250、250倍。由圖13a、圖13b可知：磨削加工中，碳化硅陶瓷在多磨粒作用下的損傷與單顆磨粒劃擦損傷相似，當磨屑厚度較小（ 0.293μm ）時，材料未完全達到理論破壞極限，此時材料處于塑性去除階段，材料損傷較小；隨著進給速度增加，磨屑厚度（ 0.416μm ）與磨削力載荷大于材料臨界值后，材料進入脆性去除階段，表面損傷面積有所增大。圖13c、圖13d展示的是碳化硅顆粒破碎或整體拔除而產(chǎn)生的表面坑洞。由前面分析可知，碳化硅陶瓷內部存在復雜的微觀結構，當材料到達理論破壞極限后（磨屑厚度分別為 0.427μm 和 0.493μm ），材料表面形成的孔洞除了是碳化硅顆粒本身的脆性去除造成的外，晶界、石墨相、孔洞等結構也會對其產(chǎn)生影響，使材料在去除過程中引發(fā)更大面積的損傷。

3.2.3磨削亞表面損傷

磨削加工的亞表面損傷深度決定了后續(xù)拋光的材料去除量，對最終元件的加工質量和效率具有重要影響。本研究中采用工件內部磨削損傷深度的最大值來定義磨削工件的亞表面損傷程度，各磨削工藝參數(shù)下的亞表面損傷情況如表1和圖14所示，其中的亞表面損傷照片由前到后是掃描電鏡放大 850，1100，950 倍拍攝得到。由圖14和表1可知：亞表面損傷深度與表面損傷變化趨勢相同，均隨著磨屑厚度的增大而增大，當磨削速度 u_s=5.23m/s 、進給速度 u_w=40mm/min 、磨削深度 a_p=10μm 時，亞表面損傷深度最小，僅為 4.768μm 且通過掃描電鏡顯微形貌甚至可發(fā)現(xiàn)部分磨削區(qū)域無明顯亞表面裂紋（圖14a），說明此時碳化硅陶瓷未達到顆粒破壞極限，亞表面微裂紋被晶界裂紋所替代，證明碳化硅晶界組織可以在一定程度上抑制裂紋損傷的拓展，并且低磨屑厚度可以有效減小磨削力，從而降低亞表面損傷。圖14d展示的是亞表面損傷深度的理論值與實測值隨磨屑厚度增大的變化趨勢，其中理論預測值由式（7）計算所得，兩者均隨磨屑厚度的增大而增大，且兩者最大誤差不超過 12.05% ，證明了亞表面損傷理論預測模型的準確性和可靠性。理論和實驗值存在誤差的可能原因是：（1）內部原因，碳化硅陶瓷內部隨機分布的微觀結構對裂紋拓展產(chǎn)生了影響，使得裂紋拓展路徑和深度并不完全與理論計算相符；（2）外部原因，磨粒在砂輪表面分布不均勻，其出刃高度有所變化，造成砂輪表面實際參加磨削工作的磨粒數(shù)小于出刃磨粒數(shù)，導致有效磨粒間距并不等同于砂輪表面磨粒平均間距，而是沿砂輪回轉方向上連續(xù)切削工件同一部位的磨粒間距，而該值是不固定的，隨砂輪制作條件而變化。在磨削過程中，隨著磨粒磨屑厚度的增大，磨削力不斷增大，在增強材料去除效果的同時，也引入了更深的亞表面損傷。因此磨削加工中為獲得高加工質量，應盡可能降低進給速度和磨削深度，提高磨削速度，從而降低磨粒磨屑厚度和亞表面裂紋深度。

4結論

為探究磨削過程中碳化硅陶瓷的損傷機制，首先使用單顆粒劃擦實驗，驗證碳化硅陶瓷微觀結構的力學性能差異，并結合有限元仿真進一步揭示材料內部損傷形式；其次通過磨削實驗分析不同磨削工藝參數(shù)下磨削損傷（表面損傷以及亞表面損傷）的變化趨勢。得出如下結論：

（1）碳化硅陶瓷微觀結構在磨削過程中會對裂紋損傷產(chǎn)生影響。本實驗所使用的碳化硅陶瓷的晶粒極限斷裂強度為 344.0MPa ，晶界臨界斷裂強度為 25.9MPa_? 當接觸應力 lt;25.9MPa 時，材料屬于塑性去除階段，且晶界等微觀結構會起到抑制裂紋拓展的作用；當接觸應力 gt;25.9MPa 且 lt;344.0MPa 時，未達到碳化硅陶瓷晶粒極限斷裂強度，但晶界、石墨相以及氣孔達到理論破壞極限，在材料表面形成側向裂紋以及斷續(xù)坑洞，材料去除方式轉為塑脆性去除；當接觸應力 gt;344.0MPa 時，碳化硅顆粒發(fā)生破碎，材料表面的裂紋以及坑洞面積加大，材料去除方式轉為脆性去除。同時，碳化硅陶瓷微觀結構的力學性能差異，也是材料加工容易產(chǎn)生損傷的重要原因。且材料的損傷演變可進一步通過有限元仿真揭示，當材料破碎時，碳化硅顆粒與內聚力單元同時發(fā)生破壞，兩者破壞趨勢相同，但內聚力單元破碎區(qū)范圍更廣，使得顆粒不僅發(fā)生了破碎現(xiàn)象，還會伴隨著由于晶界斷裂而產(chǎn)生的整體顆粒拔除現(xiàn)象，此時晶界系統(tǒng)促進材料損傷產(chǎn)生；距離應力集中區(qū)越遠，應力傳播受限，此時裂紋拓展受阻，取而代之的是內聚力單元的拉伸破壞，說明載荷較小時，晶界系統(tǒng)有抑制裂紋拓展的作用。

（2）通過磨削實驗可以觀察磨削工藝參數(shù)對材料損傷的影響。磨削力與磨屑厚度變化趨勢相同，兩者均隨進給速度和磨削深度的增大而增大，隨磨削速度的增大而減小，且碳化硅陶瓷磨削損傷與磨屑厚度以及磨削力呈正相關。當進給速度為 40mm/min 、磨削速度為 5.23m/s 、磨削深度為 10μm 時，磨屑厚度與磨削力最小，分別為 0.217μm 和 3.358N ，此時碳化硅陶瓷磨削損傷也最小，因此該參數(shù)為最佳參數(shù)。此時的材料表面損傷比例和亞表面損傷深度分別為 0.396% 和 4.768μm ，相較于最差參數(shù)下的值，其僅為各自對應值的 16.01% 和 13.22% 。

（3）2個實驗表明碳化硅陶瓷磨削損傷進程與單顆磨粒劃擦損傷進程類似，材料會依次經(jīng)歷塑性去除、塑脆性去除和脆性去除3個階段，且材料損傷與所受載荷呈正相關。為實現(xiàn)碳化硅陶瓷低缺陷、高質量加工，不僅需要優(yōu)化磨削工藝參數(shù)及控制磨粒磨屑厚度，同時在低載荷狀態(tài)下還需考慮碳化硅陶瓷的內部結構，減少因其結構破壞而導致的裂紋產(chǎn)生。

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作者簡介

通信作者：葉卉，女，1989年生，副教授。主要研究方向：精密加工與材料激光損傷性能優(yōu)化。

E-mail： yehui513@usst.edu.cn

（編輯：王潔）

Grinding damage characteristics of silicon carbide ceramics

YE Hui， XIE Jiafu， NI Anjie （Shanghai University of Technology，School ofMechanical Engineering，Shanghai 20o093， China）

AbstractObjectives： To explore the grinding damage mechanism and surface/subsurface damage distribution law of siliconcarbideceramics.Methods：Combined withsingle-particle scratching experiments，grinding experiments，and finite elementsimulationanalyses，thecritical stressvalueoftheplastic-britle transitionofthe material，as wellas the trend of the influence of the grinding parameters on thedamage distribution，are clarified.Results：Theultimate fracture strength of the silicon carbide ceramics used in this experiment is about 344MPa ， and the grain boundary fracture strength isabout 25.9MPa .Both the experimental and simulation results show that the microstructure of the material plays different rolesunder diferent loads.When thecontact stress is less thanthecritical fracture strength of the grain boundaries，the grain boundary structure plays a viscous role，consuming stresss to inhibit the expansion of cracks. Witha further increase inload，although notreaching the critical stressvalueof the grainboundaries，the cracks are stil generated but not assevere.Further increase in load，although the materialfracture limit isnot reached，the materialsurface willstillexhibit cracks and pits due to microstructural damage caused by grain boundaries， graphite，and pores. When the contact stress exceeds the critical strength of the material andthe grain boundaries，the microstructure promotes the growth of cracks，further expanding the damage area ofthe SiCceramics.In the paper，through the optimization of the grinding process parameters，the best parameters for achieving the minimum grit undeformed chip thicknes and grinding forcearedetermined，thus minimizing thepercentage of material surface damageandthedepth ofsubsurface damage， which are 0.396% and 4.768μm ， respectively. Compared with the worst parameters， the damage values are only 16.01% and 13.22% of their respective counterparts. Conclusions： The process of material grinding damage is similar tothatofsingle gritscratchdamage，whichprogressesthreestages： plasticremoval，plastic-britleremoval，and britle emoval.The grinding force，thechange inmaximumgrit thickness without deformation，andthe extentof materialdamage alltend to increase withtheincreaseoffeedrate and grindingdepth，anddecreasewiththe increaseofgrinding whel speed.The microstructure of ceramic materials is an important reason for their machining susceptibility to machining damage. In order to achieve low-defect processing ofsilicon carbide ceramics，it is not only necessry to optimize te grinding processparameters but also to consider the role of the microstructure.The experimental rsults provide theoretical guidance for achieving low-damage and high-quality processing.

Keywordssilicon carbide ceramics；grinding processing；maximum undeformed abrasive debris thickness; surface/subsurface damage