高速钢刀具表面综合处理

尽管由硬质合金、切削陶瓷和超硬材料制成的工具的使用逐年增加，但用于生产金属加工工具的高速钢的数量并没有减少。尤其是加工难加工的耐热镍合金 。

加工此类合金时，会产生大量热量，刀具与工件接触区的温度急剧上升，有利于粘附和扩散过程的激活，加剧刀具工作面的磨损。它的发生是由于其物理和机械性能的特点，以及它的切削条件。因此，使用硬质合金作为刀具材料并不总是可行的，只有在低切削速度下使用传统的高速切削刀具才是合理的。。使用通过粉末冶金方法获得的具有改进的耐热性的现代高速钢部分解决了处理强化的问题；然而，高温强度更高的新型结构材料的引入不可避免地对工具材料提出了额外的要求。

如今，以物理物质沉积获得的难熔金属氮化物为基础的具有各种耐磨涂层的高速钢制成的工具被广泛使用。这些涂层具有非常高的显微硬度、低摩擦系数，并且对加工材料呈惰性。但是，使用涂层高速切削刀具的实践表明，此类刀具对不同切削操作的效率并不一致。耐磨涂层的成功引入受到以下事实的阻碍：由于基体和涂层的物理和机械性能存在很大差异，在塑性变形过程中经常观察到工具工作表面的加速劣化。重负荷下的基材 。这个缺点可以通过形成一些过渡层来解决，例如，通过在施加耐磨涂层之前进行热化学处理。特别是离子渗氮工艺应用比较广泛。这种过程称为联合离子等离子体处理。与 PVD ​​涂层刀具相比，它的应用可以将高速切削刀具的阻力提高数倍。

但需要注意的是，离子渗氮过程中形成的氮化铁的热稳定性不够，为了防止其热化学离解，需要在耐磨涂层的应用过程中限制温度。与涂层直接相邻的刀具表面下层的热稳定性可以通过氮化高速钢的额外表面合金化来提高 。

该工艺的任务是将 IV-V 族金属和氮的合成氮化物化合物可靠地整合到工具的表面下层，这些化合物是在初步热化学处理过程中引入钢中的。金属作为涂层施加，例如使用磁控管喷涂。之后，引发放热化学反应，该反应在热爆炸下通过脉冲加热产品表面进行。此时，在试剂容量方面，可以使用范围相当广泛的在高温下具有化学活性的物质。。同时，作为填料和稀释剂，也可以使用其他物质，包括作为反应副产物参与合成的物质。在这种情况下，最重要的不是试剂的化学性质，而是反应热的大小、传热条件以及相和结构转变的动力学。

在本文中，一些有趣的成分可用于通过本文考​​虑的方法获得改性表面层，以提高由具有平均耐热性的相对中等合金高速 M2 钢制成的工具在热纵向车削过程中的耐用性讨论了耐蚀镍合金 NiCr ₂₀ TiAl。
2。材料和方法

特殊设计的可更换切割板（刀片）具有不同的表面离子等离子体组合处理方式，用于车削操作期间的切削刀具能力。板材由高速 M2 钢制成，并经过标准盐浴热处理。

机加工和研磨切割板的氮化使用 MSTU “STANKIN”制造的 APP 型装置进行，使用两级真空电弧气体放电。处理在 480 °C 的温度下进行 30 分钟，这有助于在表面上形成厚度高达 40 μm 且显微硬度高达 HV ₅₀  = 115 MPa的热化学硬化层。

 使用 Platit 制造的 π311 单元施加显微硬度为 НV ₅₀ = 345 MPa的精加工耐磨 nATCRo ³涂层。该涂层代表了 (CrTi)N 组合物的粘附层、(TiAl)N 梯度涂层和多层纳米复合材料 (nc-AlTiCrN/a-Si ₃ N ₄ ) 涂层的组合。涂层的两相层，AlTiCrN 晶粒尺寸高达 5 nm，在其边界处有一个 Si ₃ N ₄非晶相被定位，在涂层沉积和工具操作期间抑制基本相晶粒的凝结。相间边界是能量强烈耗散的区域，使出现的裂纹从扩展方向偏转，部分或完全减慢它们的速度。

在应用耐磨涂层之前，一些样品进行了次表层合金化。处理是在 RITM-SP 装置中进行的，该装置由低能量高电流电子束 (LECHEB) “RITM”源和单个真空室上的两个磁控喷涂系统组成。该装置能够在所需产品的表面沉积薄膜，随后通过强脉冲电子束实现薄膜材料和基材的液相混合。LEHCEB 的产生包括电子的发射、在充满等离子体的二极管中光束的形成以及在等离子体通道中的传输。采用这种生成方案可以在15-30 kW的加速电压下获得具有微秒持续时间（约5 μs）、电流密度为10 ⁵  A/cm ²的光束。此时，一次处理的面积约为50cm ²。

在薄膜的金属和氮之间发生放热反应期间使用合金化的多相结构是通过在薄膜的表面上施加一层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）获得的。用电子束处理之前的工具。在它的施主能力中，使用了氮化高速钢的不稳定氮化铁。

外层富含耐火氮化物相，由于冷却速度极高，这些相保持较小且均匀分布在最终产品中。

根据合金成分，地下层的深度（其中获得改性钢结构）为 2-10 μm。
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显示了一系列能量密度为 4.5 J/cm ²且持续时间为 5 μs的 LEHCEB 脉冲对 M2 钢制成的氮化物试样表面的影响。电子束的热效应足以使上层金属不仅熔化，而且开始积极蒸发，暴露出碳化物成分。LEHCEB 辐射导致氮化铁分解，尤其是 ε 相；表面形成大量残余奥氏体。

在使用磁控管喷雾器在样品上施加约 0.2 μm 厚度的薄膜（在这种情况下为 Zr）并随后暴露于电子束后，可以引发氮化物相形成的放热化学反应。由于在表面形成了难熔的氮化膜，金属的蒸发显着减少，结构变得精细分散。X-射线衍射分析数据证实了氮化物相的形成。应该注意的是，在后一种情况下，次表层中残余奥氏体的含量明显较低。

同时，在我们的案例中，我们正在处理由弹性波传递引起的应变硬化，在脉冲电子束曝光期间产生。然而，由于过程持续时间短和热惯性，压缩和内部摩擦引起的加热很可能不是决定材料在这种条件下的行为的物理因素。在这种情况下，关键作用应该是通过机械激活高速物理和化学过程，这些过程不可避免地发生在液相和固相中。由于在放热反应过程中额外释放了能量，熔体的出现导致界面表面的急剧增加和氮化物形成反应速率的增加。

该过程的多次启动几乎不会改变初始微观结构。通常，一系列 5 或 6 个 LEHCEB 脉冲足以让微合金化过程一直进行。

锆在表面附近的分布所示。从该图中可以看出，Zr 仅存在于厚度约为 2 μm 的次表层中。但电子束处理影响区的厚度为 5-6 μm。提供的高能量强度和较短的相互作用时间使得可以预期形成具有更均匀和更细分散结构的快速硬化层，并由于形成马氏体-碳化物结构的二次硬化而改善了次表层的性能特征具有高硬度。此外，在后续的耐磨涂层应用过程中，刀具在450℃的温度下至少进行2小时的回火，降低了改性层中残余奥氏体的含量，有利于残余应力的消除。当照射涂在金属表面的铌铪合金薄膜时，可以观察到类似的图像。关于衍射图，出现对应于铌基氮化物相的反射。

显示了由 M2 钢制成的试样在与铌铪合金微合金化后的横截面的 SEM 图像，其中已应用耐磨涂层。与锆合金化的情况不同，铌和铪分布在电子束改性的地下层的整个深度，深度可达 10 μm。这可能是因为铌合金熔化区的金属混合发生在较高温度下。在我们的例子中，它显然受到蒸发温度的限制。

横截面中显微硬度的测量结果显示存在 80 μm 深的硬化区。此时，在高达 50 μm 的深度处，HV ₂₅的显微硬度比基材的显微硬度高 15 MPa，达到约 100 MPa。显微硬度的增加可以通过脉冲加热期间发生的残余拉伸应力的影响来解释。

对 M2 钢制成的板材磨损进行的研究表明，电子束合金化结合耐磨涂层的应用可能会显着影响刀具磨损过程。

耐磨试验是在切削速度v  = 10 m/min、进给速度s  = 0.115 mm/r、切削深度t  = 1 mm下对耐热 NiCr ₂₀ TiAl 合金进行车削进行的。在失效能力标准中，选择了 0.3 毫米的后表面磨损率。显示了研究结果。

当使用未经处理的刀具进行切削时，磨损出现的特征位置是板的尖。

众所周知，背面的极端磨损是由直接接触区域的温度逐渐升高引起的，随着时间的推移，温度会达到高速钢中开始发生不可逆过程的值。经过组合处理的刀具背面磨损较慢，这构成了约 40 μm 深度的离子氮化和随后的耐磨涂层应用，可以解释为在涂层下方形成的次表面层具有更高的硬度和更高的耐热性，以及更好的抗微塑性变形能力。切削刃的形状稳定性增加，从而降低了耐磨涂层中的内应力水平。显然，这就是减缓背面软化过程的原因。

对于涂有耐磨涂层并经过预处理（包括离子氮化和表面合金化）的工具，观察到尖端附近磨损的发展得到显着抑制，从而大大延迟了极端磨损阶段。这可以通过以下事实来解释：次表面改性层是化学钝化的并且减少了与加工材料的粘合相互作用。Zr、Ti、Nb 和 Hf 氮化物形成稳定的氧化物。结果，接触过程特性发生了变化，从而显着降低了刀具切削刃附近的热辐射源的强度。

如果涂层工具未进行微合金化，在暴露基材后，沿背面的摩擦条件逐渐类似于未涂层工具的特征。如果工具经过组合处理，即使在涂层破裂后，改性层仍继续发挥其保护功能，这反映在工具磨损模式中。组合处理显着抑制了前表面上磨损坑的形成。

需要注意的是，用铌铪合金对钢进行微合金化比用锆进行微合金化产生的效果更大。它证实了这样一个事实，在我们的案例中，钢的硬化主要是由于表面层的合金化，特别是铌和铪氮化物，但不仅是由于制成的工具的脉冲表面电子束硬化高速钢。

需要注意的是，在表面合金化的情况下，工具处理时间约为 15 分钟，不考虑工作腔的真空脱气。它决定了该工艺的低成本，并能够使用一个表面合金化装置满载中型工业机器，以使用 4-5 小时的工作循环持续时间应用耐磨涂层。