盡管由硬質合金、切削陶瓷和超硬材料制成的工具的使用逐年增加，但用于生產金屬加工工具的高速鋼的數量并沒有減少。尤其是加工難加工的耐熱鎳合金 。

加工此類合金時，會產生大量熱量，刀具與工件接觸區的溫度急劇上升，有利于粘附和擴散過程的激活，加劇刀具工作面的磨損。它的發生是由于其物理和機械性能的特點，以及它的切削條件。因此，使用硬質合金作為刀具材料并不總是可行的，只有在低切削速度下使用傳統的高速切削刀具才是合理的。。使用通過粉末冶金方法獲得的具有改進的耐熱性的現代高速鋼部分解決了處理強化的問題；然而，高溫強度更高的新型結構材料的引入不可避免地對工具材料提出了額外的要求。

如今，以物理物質沉積獲得的難熔金屬氮化物為基礎的具有各種耐磨涂層的高速鋼制成的工具被廣泛使用。這些涂層具有非常高的顯微硬度、低摩擦系數，并且對加工材料呈惰性。但是，使用涂層高速切削刀具的實踐表明，此類刀具對不同切削操作的效率并不一致。耐磨涂層的成功引入受到以下事實的阻礙：由于基體和涂層的物理和機械性能存在很大差異，在塑性變形過程中經常觀察到工具工作表面的加速劣化。重負荷下的基材 。這個缺點可以通過形成一些過渡層來解決，例如，通過在施加耐磨涂層之前進行熱化學處理。特別是離子滲氮工藝應用比較廣泛。這種過程稱為聯合離子等離子體處理。與 PVD ??涂層刀具相比，它的應用可以將高速切削刀具的阻力提高數倍。

但需要注意的是，離子滲氮過程中形成的氮化鐵的熱穩定性不夠，為了防止其熱化學離解，需要在耐磨涂層的應用過程中限制溫度。與涂層直接相鄰的刀具表面下層的熱穩定性可以通過氮化高速鋼的額外表面合金化來提高 。

該工藝的任務是將 IV-V 族金屬和氮的合成氮化物化合物可靠地整合到工具的表面下層，這些化合物是在初步熱化學處理過程中引入鋼中的。金屬作為涂層施加，例如使用磁控管噴涂。之后，引發放熱化學反應，該反應在熱爆炸下通過脈沖加熱產品表面進行。此時，在試劑容量方面，可以使用范圍相當廣泛的在高溫下具有化學活性的物質。。同時，作為填料和稀釋劑，也可以使用其他物質，包括作為反應副產物參與合成的物質。在這種情況下，最重要的不是試劑的化學性質，而是反應熱的大小、傳熱條件以及相和結構轉變的動力學。

在本文中，一些有趣的成分可用于通過本文考??慮的方法獲得改性表面層，以提高由具有平均耐熱性的相對中等合金高速 M2 鋼制成的工具在熱縱向車削過程中的耐用性討論了耐蝕鎳合金 NiCr ₂₀ TiAl。
2。材料和方法

特殊設計的可更換切割板（刀片）具有不同的表面離子等離子體組合處理方式，用于車削操作期間的切削刀具能力。板材由高速 M2 鋼制成，并經過標準鹽浴熱處理。

機加工和研磨切割板的氮化使用 MSTU “STANKIN”制造的 APP 型裝置進行，使用兩級真空電弧氣體放電。處理在 480 °C 的溫度下進行 30 分鐘，這有助于在表面上形成厚度高達 40 μm 且顯微硬度高達 HV ₅₀  = 115 MPa的熱化學硬化層。

 使用 Platit 制造的 π311 單元施加顯微硬度為 НV ₅₀ = 345 MPa的精加工耐磨 nATCRo ³涂層。該涂層代表了 (CrTi)N 組合物的粘附層、(TiAl)N 梯度涂層和多層納米復合材料 (nc-AlTiCrN/a-Si ₃ N ₄ ) 涂層的組合。涂層的兩相層，AlTiCrN 晶粒尺寸高達 5 nm，在其邊界處有一個 Si ₃ N ₄非晶相被定位，在涂層沉積和工具操作期間抑制基本相晶粒的凝結。相間邊界是能量強烈耗散的區域，使出現的裂紋從擴展方向偏轉，部分或完全減慢它們的速度。

在應用耐磨涂層之前，一些樣品進行了次表層合金化。處理是在 RITM-SP 裝置中進行的，該裝置由低能量高電流電子束 (LECHEB) “RITM”源和單個真空室上的兩個磁控噴涂系統組成。該裝置能夠在所需產品的表面沉積薄膜，隨后通過強脈沖電子束實現薄膜材料和基材的液相混合。LEHCEB 的產生包括電子的發射、在充滿等離子體的二極管中光束的形成以及在等離子體通道中的傳輸。采用這種生成方案可以在15-30 kW的加速電壓下獲得具有微秒持續時間（約5 μs）、電流密度為10 ⁵  A/cm ²的光束。此時，一次處理的面積約為50cm ²。

在薄膜的金屬和氮之間發生放熱反應期間使用合金化的多相結構是通過在薄膜的表面上施加一層薄薄的氮化物形成元素（使用由 Zr 和 Nb ₇₀ Hf ₂₂ Ti ₈合金制成的靶材）獲得的。用電子束處理之前的工具。在它的施主能力中，使用了氮化高速鋼的不穩定氮化鐵。

外層富含耐火氮化物相，由于冷卻速度極高，這些相保持較小且均勻分布在最終產品中。

根據合金成分，地下層的深度（其中獲得改性鋼結構）為 2-10 μm。
奧泰4140鋼材庫存(cun)充(chong)足，過(guo)千噸庫存(cun)。

顯示了一系列能量密度為 4.5 J/cm ²且持續時間為 5 μs的 LEHCEB 脈沖對 M2 鋼制成的氮化物試樣表面的影響。電子束的熱效應足以使上層金屬不僅熔化，而且開始積極蒸發，暴露出碳化物成分。LEHCEB 輻射導致氮化鐵分解，尤其是 ε 相；表面形成大量殘余奧氏體。

在使用磁控管噴霧器在樣品上施加約 0.2 μm 厚度的薄膜（在這種情況下為 Zr）并隨后暴露于電子束后，可以引發氮化物相形成的放熱化學反應。由于在表面形成了難熔的氮化膜，金屬的蒸發顯著減少，結構變得精細分散。X-射線衍射分析數據證實了氮化物相的形成。應該注意的是，在后一種情況下，次表層中殘余奧氏體的含量明顯較低。

同時，在我們的案例中，我們正在處理由彈性波傳遞引起的應變硬化，在脈沖電子束曝光期間產生。然而，由于過程持續時間短和熱慣性，壓縮和內部摩擦引起的加熱很可能不是決定材料在這種條件下的行為的物理因素。在這種情況下，關鍵作用應該是通過機械激活高速物理和化學過程，這些過程不可避免地發生在液相和固相中。由于在放熱反應過程中額外釋放了能量，熔體的出現導致界面表面的急劇增加和氮化物形成反應速率的增加。

該過程的多次啟動幾乎不會改變初始微觀結構。通常，一系列 5 或 6 個 LEHCEB 脈沖足以讓微合金化過程一直進行。

鋯在表面附近的分布所示。從該圖中可以看出，Zr 僅存在于厚度約為 2 μm 的次表層中。但電子束處理影響區的厚度為 5-6 μm。提供的高能量強度和較短的相互作用時間使得可以預期形成具有更均勻和更細分散結構的快速硬化層，并由于形成馬氏體-碳化物結構的二次硬化而改善了次表層的性能特征具有高硬度。此外，在后續的耐磨涂層應用過程中，刀具在450℃的溫度下至少進行2小時的回火，降低了改性層中殘余奧氏體的含量，有利于殘余應力的消除。當照射涂在金屬表面的鈮鉿合金薄膜時，可以觀察到類似的圖像。關于衍射圖，出現對應于鈮基氮化物相的反射。

顯示了由 M2 鋼制成的試樣在與鈮鉿合金微合金化后的橫截面的 SEM 圖像，其中已應用耐磨涂層。與鋯合金化的情況不同，鈮和鉿分布在電子束改性的地下層的整個深度，深度可達 10 μm。這可能是因為鈮合金熔化區的金屬混合發生在較高溫度下。在我們的例子中，它顯然受到蒸發溫度的限制。

橫截面中顯微硬度的測量結果顯示存在 80 μm 深的硬化區。此時，在高達 50 μm 的深度處，HV ₂₅的顯微硬度比基材的顯微硬度高 15 MPa，達到約 100 MPa。顯微硬度的增加可以通過脈沖加熱期間發生的殘余拉伸應力的影響來解釋。

對 M2 鋼制成的板材磨損進行的研究表明，電子束合金化結合耐磨涂層的應用可能會顯著影響刀具磨損過程。

耐磨試驗是在切削速度v  = 10 m/min、進給速度s  = 0.115 mm/r、切削深度t  = 1 mm下對耐熱 NiCr ₂₀ TiAl 合金進行車削進行的。在失效能力標準中，選擇了 0.3 毫米的后表面磨損率。顯示了研究結果。

當使用未經處理的刀具進行切削時，磨損出現的特征位置是板的尖。

眾所周知，背面的極端磨損是由直接接觸區域的溫度逐漸升高引起的，隨著時間的推移，溫度會達到高速鋼中開始發生不可逆過程的值。經過組合處理的刀具背面磨損較慢，這構成了約 40 μm 深度的離子氮化和隨后的耐磨涂層應用，可以解釋為在涂層下方形成的次表面層具有更高的硬度和更高的耐熱性，以及更好的抗微塑性變形能力。切削刃的形狀穩定性增加，從而降低了耐磨涂層中的內應力水平。顯然，這就是減緩背面軟化過程的原因。

對于涂有耐磨涂層并經過預處理（包括離子氮化和表面合金化）的工具，觀察到尖端附近磨損的發展得到顯著抑制，從而大大延遲了極端磨損階段。這可以通過以下事實來解釋：次表面改性層是化學鈍化的并且減少了與加工材料的粘合相互作用。Zr、Ti、Nb 和 Hf 氮化物形成穩定的氧化物。結果，接觸過程特性發生了變化，從而顯著降低了刀具切削刃附近的熱輻射源的強度。

如果涂層工具未進行微合金化，在暴露基材后，沿背面的摩擦條件逐漸類似于未涂層工具的特征。如果工具經過組合處理，即使在涂層破裂后，改性層仍繼續發揮其保護功能，這反映在工具磨損模式中。組合處理顯著抑制了前表面上磨損坑的形成。

需要注意的是，用鈮鉿合金對鋼進行微合金化比用鋯進行微合金化產生的效果更大。它證實了這樣一個事實，在我們的案例中，鋼的硬化主要是由于表面層的合金化，特別是鈮和鉿氮化物，但不僅是由于制成的工具的脈沖表面電子束硬化高速鋼。

需要注意的是，在表面合金化的情況下，工具處理時間約為 15 分鐘，不考慮工作腔的真空脫氣。它決定了該工藝的低成本，并能夠使用一個表面合金化裝置滿載中型工業機器，以使用 4-5 小時的工作循環持續時間應用耐磨涂層。