CC BY
183
УДК 538.421 + 62.761
Исследование трещиностойкости покрытий TiAlN методом
скретч-тестирования
А.Р. Шугуров1, А.А. Акулинкин1, А.В. Панин1,2, В.П. Сергеев12, М.П. Калашников1, А.В. Воронов1, C.-H. Cheng3
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия 3 National Cheng Kung University, Tainan, 70101, Taiwan, R.O.C.
Методом скретч-тестирования изучены механизмы разрушения покрытий TiAlN, нанесенных на подложки из стали 12Х18Н9Т. Показано, что разрушение покрытий начинается с образования трещин в вершинах навалов, образующихся вдоль царапины вследствие пластического оттеснения материала подложки. При последующем увеличении приложенной к индентору нагрузки характер разрушения покрытий определяется конкуренцией между растягивающими напряжениями позади индентора, вызванными силой трения, и напряжениями по периметру области контакта, обусловленными изгибом покрытия вследствие нормальной нагрузки. Установлено, что предварительная обработка подложки пучками ионов Ti обеспечивает одновременное повышение твердости и трещиностойкости покрытий TiAlN.
Ключевые слова: скретч-тестирование, трещиностойкость, деформация и разрушение, локальная кривизна поверхности, твердые покрытия
Study of crack resistance of TiAlN coatings by scratch testing
A.R. Shugurov1, A.A. Akulinkin1, A.V. Panin12, V.P. Sergeev1-2, M.P. Kalashnikov1, A.V. Voronov1, and C.-H. Cheng3
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 National Cheng Kung University, Tainan, 70101, Taiwan, R.O.C.
Scratch tests were performed to study failure mechanisms in TiAlN coatings deposited on substrates from steel 12Cr18Ni9Ti. It is shown that coating failure begins with crack generation at the apices of pile-ups formed along the scratch due to plastic ploughing of the substrate material. With further increase in indentation load the failure process is governed by the competition between tensile stresses behind the indenter arising due to friction force and stresses at the contact area periphery due to coating bending under normal load. Substrate pretreatment by Ti ion beams is shown to simultaneously increase the hardness and crack resistance of TiAlN coatings.
Keywords: scratch testing, crack resistance, deformation and failure, local surface curvature, hard coatings
1. Введение
Высокие твердость, износостойкость, а также химическая стабильность покрытий на основе нитрида титана обеспечили в последние десятилетия их широкое использование в различных отраслях промышленности
[1-3]. Еще более перспективными являются многоэлементные нитридные покрытия, в частности ТАШ. Данные покрытия практически не окисляются вплоть до температуры 800 °С [4, 5], а также обладают повышенными твердостью и износостойкостью [6, 7].
Эффективным способом управления структурой и, как следствие, улучшения механических свойств покрытий Т1АШ является предварительная бомбардировка подложки пучками низкоэнергетических ионов [8-10]. Подобная обработка приводит к очистке поверхности подложки, изменению ее шероховатости и структуры, а также к имплантации падающих ионов в поверхностный слой подложки с образованием смешанных фаз. В результате между покрытием и подложкой формируются промежуточные градиентные слои, которые наряду
© Шугуров А.Р., Акулинкин A.A., Панин A.B., Сергеев В.П., Калашников М.П., Воронов A.B., Cheng C.-H., 2015
с повышением адгезионной прочности покрытий обусловливают существенный рост их твердости и износостойкости [6, 10-12].
Ранее было показано, что бомбардировка подложки из стали 12Х18Н9Т ионами Ti приводит к модифицированию ее поверхностного слоя и формированию на ней тонкой пленки Ti, которая трансформируется в TiN после заполнения рабочей камеры азотом [13]. Образование данной пленки, а также существенное повышение температуры подложки после ее ионной обработки вызывают изменение структуры покрытий, а также изменение величины и знака остаточных напряжений, что, в свою очередь, обусловливает повышение твердости покрытий TiAlN. Однако известно, что повышение твердости покрытий часто сопровождается снижением их трещиностойкости [14, 15]. Образование трещин в покрытиях существенно снижает их надежность и долговечность, поскольку позволяет кислороду легко проникать к поверхности металлической подложки, вызывая ее интенсивное окисление, особенно при повышенных температурах. Кроме того, образование свободных краев покрытия по краям трещин приводит к возникновению в данных областях концентраторов сдвиговых и нормальных напряжений, что способствует отслоению и скалыванию покрытий [12, 16, 17]. Поэтому представляет интерес исследовать влияние бомбардировки подложки ионами Ti на трещиностойкость покрытий TiAlN.
С этой целью в данной работе используется метод скретч-тестирования (царапания). В процессе скретч-тестирования покрытий сочетание нормально приложенной к индентору нагрузки и его тангенциального перемещения приводит к возникновению в области царапины сложных полей напряжений и деформаций [18, 19]. Нормальная нагрузка обусловливает сжатие материала под индентором и изгиб по периметру области контакта индентора и образца. При этом изгибная деформация покрытия способствует одновременному развитию как растягивающих, так и сжимающих напряжений на разных участках. Латеральное перемещение индентора вызывает силу трения между индентором и покрытием, которая обусловливает сжимающие напряжения перед индентором и растягивающие позади него. В зависимости от условий эксперимента (приложенная нагрузка, геометрия индентора, скорость его перемещения) и характеристик системы «покрытие - подложка» (толщина и твердость покрытия, твердость подложки и др.) любые из этих напряжений могут приводить к разрушению покрытий. Кроме того, особое влияние на характер разрушения покрытий в процессе царапания оказывает прочность границы раздела ««покрытие - подложка». Адгезионное и когезионное разрушение покрытий являются конкурирующими механизмами и могут развиваться как параллельно, так и последовательно. Все это обусловливает многообразие видов разрушения покрытий при скретч-тестировании.
В этой связи сравнение трещиностойкости или адгезионной прочности различных покрытий уместно только в том случае, когда в одинаковых условиях нагруже-ния их разрушение происходит посредством одних и тех же механизмов. В частности, при исследовании трещиностойкости покрытий наиболее важен анализ когези-онных механизмов разрушения, т.е. образования трещин в покрытии, а не по границе раздела «покрытие - подложка». Это ограничивает круг систем «покрытие -подложка», для которых метод скретч-тестирования является информативным в отношении их трещиностойкости. В системе «твердое покрытие - мягкая подложка», которую представляет собой покрытие TiAlN на стальной подложке, реализуется механизм так называемого вязкого разрушения, при котором отслоение и скалывание покрытий может происходить только при очень больших контактных радиусах, или в случае слабой адгезии [20, 21]. Основными для данной системы являются механизмы когезионного разрушения, что позволяет проводить анализ трещиностойкости покрытий TiAlN методом скретч-тестирования. В настоящей работе представлены результаты исследования методом скретч-тестирования механизмов разрушения и трещиностойкости покрытий TiAlN, нанесенных на исходную стальную подложку и на подложку, подвергнутую бомбардировке ионами Ti.
2. Методика эксперимента
Для нанесения покрытий TiAlN использовали подложки из стали марки 12Х18Н9Т, закаленные при 1060 °С, часть из которых была предварительно подвергнута обработке пучками ионов Ti. Обработку выполняли непрерывным потоком ионов Ti с помощью вакуумно-дугового импульсного ионного источника при потенциале смещения на подложке -900 В и токе дугового разряда 50 A. Длительность ионной обработки составляла 12 мин. Покрытия TiAlN наносили методом магнетронного распыления комбинированной мишени из Ti-Al в реактивной среде из смеси газов аргона и азота при температуре 280 °С. Толщина покрытий составляла 3 мкм.
Микроструктуру и фазовый состав покрытий TiAlN исследовали методом рентгеновской дифракции на диф-рактометре ДРОН-7 с использованием СоКа-излучения, а также методом просвечивающей электронной микроскопии с помощью микроскопа Philips CM-12. Фольги для исследований утонялись методом ионного травления пучком ионов аргона на установке ION-SLICER EM-09100IS при напряжении 6 кВ и угле скольжения 4°. Элементный состав покрытий определяли методом рентгеновского микроанализа на растровом электронном микроскопе EVO 50 с помощью детектора INCA X-act. Морфологию поверхности покрытий исследовали методом растровой электронной микроскопии, а так-
Рис. 1. Светлопольные изображения покрытий ТАГЫ, нанесенных на исходную стальную подложку (а) и подложку, подвергнутую ионной бомбардировке (б). Просвечивающая электронная микроскопия
же атомно-силовой микроскопии в контактном режиме на микроскопе Solver HV.
Измерение твердости и модуля упругости покрытий TiAlN выполняли на нанотвердомере NanoTest с использованием пирамидки Берковича при нагрузках от 1 до 20 мН. Зависимость глубины проникновения от приложенной силы анализировали по методу Оливера-Фар-ра [22]. Скретч-тестирование (царапание) покрытий проводили с помощью установки Revetest RST (CSM Instruments) с использованием конического индентора Роквелла с углом при вершине 120° и радиусом закругления 200 мкм. Путь перемещения индентора вдоль поверхности образца составлял 10.4 мм, скорость перемещения 5 мм/мин, максимальная приложенная нагрузка 40 Н. Поперечные профили царапин изучали с помощью оптического профилометра New View 600.
3. Результаты эксперимента
Согласно данным, полученным методом рентгеновской дифракции, независимо от состояния подложки основной фазой покрытий является ГЦК-фаза TiAlN. При этом у покрытий на исходной подложке наблюдается слабовыраженная текстура (111), в то время как у покрытий на подложке, подвергнутой ионной бомбардировке, имеет место преимущественная ориентация (200). Кроме того, ионная обработка подложки приводит к изменению знака остаточных внутренних напряжений, которые являются растягивающими в покрытиях на исходной подложке и сжимающими в покрытиях на модифицированной подложке.
Исследования внутренней микроструктуры, проведенные методом просвечивающей электронной микроскопии, показали, что покрытие TiAlN, нанесенное на стальную подложку в исходном состоянии, характеризуется столбчатой структурой с наклонными границами зерен (рис. 1, а), которые обусловливают сильную неоднородность поперечного размера зерен в зависимости от расстояния до границы раздела с подложкой. Вблизи интерфейса поперечный размер зерен в данном покры-
тии составляет 30-40 нм, увеличиваясь до 150-200 нм вблизи свободной поверхности. В случае ионной бомбардировки подложки, когда между покрытием и подложкой формируется тонкий переходный слой ТЫ, покрытие ТАШ характеризуется более однородной столбчатой структурой с поперечным размером зерен 80100 нм у границы раздела Т1АШ/Т1Ы и 100-120 нм вблизи поверхности (рис. 1, б). При этом границы зерен ориентированы преимущественно в направлении роста, т.е. перпендикулярно границе раздела «покрытие - подложка».
Исследование механических характеристик покрытий Т1АШ методом наноиндентирования показало, что твердость покрытия, нанесенного на подложку после ионной бомбардировки примерно в 1.3 выше, чем твердость покрытий на исходной подложке (табл. 1). В то же время исследованные покрытия характеризуются близкими значениями модуля упругости.
Результаты скретч-тестирования свидетельствуют о том, что все покрытия ТАШ обладают хорошей адгезией к подложке. Отслаивание покрытий не наблюдалось при царапании с нагрузкой вплоть до 40 Н, при которой глубина проникновения индентора в образец достигает 28 мкм, т.е. на порядок величины превышает толщину покрытия. Об отсутствии областей отслоения покрытия от подложки свидетельствует и отсутствие скачков коэффициента трения ¡л на графиках, приведенных на рис. 2. За исключением начальной стадии нагру-жения, где происходят флуктуации коэффициента трения, обусловленные исходной шероховатостью поверхности покрытий, имеет место монотонный рост л с увеличением приложенной нагрузки.
Таблица 1
Твердость H и модуль упругости E покрытий TiAlN
Подложка H, ГПа E, ГПа
Исходная 20.9 334
После ионной бомбардировки 27.0 342
Рис. 2. Изменение силы трения Ffr, коэффициента трения ц, а также сигнала акустической эмиссии Ае с увеличением нагрузки, приложенной к индентору, в процессе царапания покрытий ТАВД, нанесенных на исходную подложку (а) и подложку, подвергнутую бомбардировке ионами Т (б)
Z, мм Z, мм
Анализ царапин на поверхности покрытий Т1АШ, проведенный с помощью растровой электронной микроскопии и оптической профилометрии, выявил, что в процессе царапания происходит пластическое оттеснение материала подложки из области вдавливания инден-тора. Этот процесс приводит к накоплению материала перед индентором, а также к формированию навалов по краям царапины (рис. 3). По мере увеличения нагрузки, приложенной к индентору и, как следствие, глубины его проникновения в образец, высота навалов возрастает и в зонах максимальной локальной кривизны поверхности покрытия вдоль краев царапины образуются трещины (указаны стрелками 1 на рис. 4, а, б). В покрытиях, нанесенных на исходную подложку, данные трещины образуются при нагрузке 2 Н, а в случае покрытий на подложке, подвергнутой ионной бомбардировке, — при 3 Н. С увеличением приложенной нагрузки до 4 Н (у покрытий на исходной подложке) и 5 Н (у покрытий на модифицированной подложке) по краям царапин также возникают трещины, направленные под углом к направлению перемещения индентора (указаны стрелками 2 на рис. 4, а, б).
О -,-,-,-,-1->—
О 100 200 300
Ширина, мкм
Рис. 3. Профили поперечного сечения царапин на поверхности покрытий ТАВД, нанесенных на исходную подложку (1, 3) и подложку, подвергнутую ионной обработке (2,4). Профили получены в области приложенных к индентору нагрузок 2 (1), 3 (2) и 40 Н (3, 4)
При нагрузках 8.8 Н для покрытий Т1АШ, нанесенных на исходную подложку, и 11.0 Н для покрытий на подложке, подвергнутой ионной бомбардировке, внутри царапины возникают концентрические поперечные трещины, направленные выпуклостью противоположно направлению перемещения индентора (указаны стрелками 3 на рис. 4, а, б). Локальное разрушение покрытий в процессе нагружения приводит к генерации волн упругих колебаний в виде акустической эмиссии. Скачкообразная релаксация локальных растягивающих напряжений путем образования в покрытии поперечных трещин вызывает появление импульсов акустической эмиссии с крутым фронтом (рис. 2).
Анализ РЭМ-изображений царапин показал, что при увеличении приложенной нагрузки поперечные трещины имеют все больший радиус кривизны, т.е. распространяются внутри царапины почти прямолинейно (рис. 4, в, г). Кроме того, существенно увеличивается плотность распределения поперечных трещин. При повышении нагрузки с 16 до 32 Н плотность трещин в покрытиях на исходной подложке возрастает с 1.2 • 102 до 3.3 • 102 мм-1. В покрытиях, нанесенных на подложку, подвергнутую ионной обработке, плотность распределения трещин в аналогичном диапазоне нагрузок увеличивается с 1.9 • 102 до 5.0 • 102 мм-1. Таким образом, независимо от приложенной нагрузки период растрескивания покрытий на модифицированной подложке оказывается примерно в 1.5 раза меньше.
Наряду с увеличением плотности поперечных трещин, при нагрузках более 20 Н наблюдается выкрашивание мелких фрагментов покрытия из царапины (рис. 4, в, г). При этом в случае покрытий, нанесенных на исходную подложку, этот процесс сопровождается адгезионным разрушением, т.е. фрагменты покрытия отслаиваются от подложки, обнажая ее поверхность (рис. 4, в). Напротив, у покрытий на подложке, подвергнутой ионной бомбардировке, выкрашивание фрагментов происходит в результате когезионного разрушения (рис. 4, г).
Рис. 4. Изображения царапин на поверхности покрытий ТА1Ы, нанесенных на исходную подложку (а, в) и подложку, подвергнутую бомбардировке ионами Т (б, г). Изображения получены в областях царапин, примерно соответствующих нагрузкам 11 (а, б) и 22 Н (в, г). Белыми стрелками показано направление перемещения индентора. Растровая электронная микроскопия
4. Обсуждение
Поскольку твердость покрытий ТАШ (табл. 1) многократно превышает твердость стальной подложки (~5 ГПа), то в процессе царапания индентором последняя испытывает пластическую деформацию уже на начальной стадии нагружения, когда покрытие деформируется упруго. Под действием нормально приложенной нагрузки материал подложки вытесняется из царапины, образуя навалы по ее краям. Формирование навалов обусловливает когерентный изгиб покрытия и возникновение соответствующих зон концентрации напряжений в области его максимальной локальной кривизны. При этом вблизи свободной поверхности покрытия достигают максимума растягивающие напряжения, а у границы раздела «покрытие - подложка» — сжимающие напряжения.
Как было показано в [20], разрушение покрытий вдоль краев царапин, происходящее в процессе скретч-тестирования, контролируется преимущественно нормальными растягивающими напряжениями, направленными перпендикулярно к царапине, которые достигают максимума в области максимальной локальной кривизны поверхности в вершине навала. При этом кривизна поверхности покрытия линейно возрастает с увеличением отношения а/Л (а — радиус зоны контакта индентора и покрытия, R — радиус закругления индентора), т.е. увеличивается с ростом приложенной нагрузки. Максимальная изгибная деформация покрытия обратно пропорциональна радиусу кривизны его изгиба г:
А
27'
(1)
где h — толщина покрытия. Поэтому до тех пор пока изгиб покрытия происходит упруго, максимальные нормальные напряжения в покрытии также определяются его локальной кривизной: h
amax = E
2
(2)
Поскольку покрытия Т1АШ разрушаются хрупко, то их предел упругости по существу совпадает с пределом прочности и соотношение (2) позволяет оценить критическое напряжение, при котором вдоль царапины в покрытии возникает трещина. С этой целью был проведен анализ профиля поперечного сечения царапины непосредственно перед вершиной данной трещины. Обнаружено, что полученный профиль поверхности в области навала на краю царапины (рис. 3) хорошо аппроксимируется с помощью полиномиальной функции второго порядка и'(х). Поэтому критический радиус кривизны поверхности покрытия можно определить с помощью следующего выражения [23]:
1
d2 wi
/dx2
(3)
[1 + ^ ^ )2]3/2
Полученные значения радиуса локальной кривизны поверхности составляют ~560 мкм для покрытий Т1АШ на исходной подложке и ~315 мкм для покрытий на подложке, подвергнутой ионной бомбардировке. Таким образом, из соотношения (2) получаем, что для покрытий
на исходной подложке критическое значение нормальных растягивающих напряжений, при котором образуется трещина вдоль царапины, равно ~0.89 ГПа, в то время как у покрытий на модифицированной подложке оно возрастает до ~1.62 ГПа.
По аналогии с трехточечным изгибом балки коэффициент интенсивности нормальных напряжений в области максимальной локальной кривизны в вершине навала можно оценить с помощью следующего соотношения [24]:
K _ 4M
Ki _ w
+ 21.8
2.9
12
- 4.6
3/2
5/2
- 37.6
7/2
+ 38.7
9/2
(4)
где М — изгибающий момент, действующий на единицу длины покрытия вдоль царапины [20]:
Eh3 Н2
М (5)
12г 6
Ь — длина трещины, возникающей на поверхности покрытия и распространяющейся вглубь. Из (5) получаем, что критическое значение изгибающего момента перед началом образования трещины вдоль царапины составляет 1.33 • 10-3 и 2.43 • 10-3 (Н • м)/м для покрытий на исходной подложке и на подложке после ионной обработки соответственно. Подставив эти значения в (4), можно найти критическое значение коэффициента интенсивности напряжений К1с, при котором начинается катастрофический рост трещины. Данный параметр носит название трещиностойкости или вязкости разрушения.
Известно, что развитие трещин начинается с формирования их зародышей, которые образуются в области дефектов материала (пор, полостей и т.п.) либо являются следствием его пластической деформации. Поскольку хрупкие нитридные покрытия не способны испытывать значительные пластические деформации, то в качестве зародышей трещин могут выступать впадины на их поверхности. Причем, чем больше длина зародыша трещины (глубина впадины), тем выше концентрация напряжений у его вершины. Анализ шероховатости поверхности покрытий методом атомно-силовой микроскопии выявил, что у покрытий на исходной подложке глубина впадин не превышает ~90 нм, т.е. параметр Ъ/Н составляет 0.03. Предварительная ионная бомбардировка подложки приводит к огрублению границы раздела «покрытие - подложка», что способствует более шероховатой поверхности покрытия. Глубина впадин у покрытий на модифицированной подложке достигает ~300 нм, т.е. Ъ/Н = 0.1. С учетом этого находим, что тре-щиностойкость покрытий на исходной подложке составляет К1с = 0.49 МПа • м1/2, а у покрытий на подложке после ионной бомбардировки она возрастает до К1с =
= 1.76 МПа • м1/2. Полученные значения близки к трещи-ностойкости покрытий ТШ^Ш^ нанесенных методом магнетронного распыления, которая была определена методом микроиндентирования и варьировалась в пределах 1.15-2.60 МПа • м1/2 [14].
Следует отметить, что проведенные оценки были сделаны только с учетом нормальных растягивающих напряжений, вызванных изгибом покрытия, и не учитывали растягивающих напряжений, обусловленных силой трения и возникающих позади индентора в процессе его перемещения. Однако с учетом того, что при нагрузках 2-3 Н коэффициент трения не превышал 0.1 (рис. 2), можно полагать, что вклад напряжений, вызванных трением, в образование трещин вдоль царапины незначителен. Об этом свидетельствует и тот факт, что данные трещины первоначально распространяются строго параллельно царапине. В то же время суперпозиция вызванных изгибом напряжений, которые действуют перпендикулярно царапине, и обусловленных трением напряжений, действующих вдоль нее, должна приводить к образованию трещин, расположенных под углом к направлению перемещения индентора [25]. Такие трещины появляются на краях царапин у исследованных покрытий НАШ при нагрузках 4-5 Н, когда одновременный рост приложенной нагрузки и коэффициента трения обусловливает существенное увеличение растягивающих напряжений, вызванных трением.
Анализ профилей поперечного сечения царапин свидетельствует о том, что покрытие существенно подавляет рост кривизны навалов по краям царапины с увеличением приложенной нагрузки. Образование трещин в зонах максимальной локальной кривизны в вершинах навалов уменьшает ограничения, накладываемые покрытием на деформацию подложки, в результате чего радиус локальной кривизны в вершине навала при нагрузке 40 Н уменьшается до 56 мкм для покрытий НАШ на исходной подложке и 68 мкм для покрытий на подложке, подвергнутой ионной бомбардировке. Это хорошо согласуется с результатами работы [20], где было показано, что отсутствие покрытия на поверхности стальных пластин приводит к резкому увеличению кривизны навалов по краям царапин.
При дальнейшем увеличении нагрузки до 8.8-11.0 Н растягивающие напряжения позади индентора становятся настолько велики, что приводят к образованию концентрических трещин внутри царапины. Развитие растягивающих напряжений позади индентора обусловлено двумя факторами: изгибом покрытия по краю зоны контакта под действием нормально приложенной нагрузки и силой трения, вызванной тангенциальным перемещением индентора. Поэтому радиальные растягивающие напряжения максимальны на краю зоны контакта позади индентора [26]. Их величина определяется как [26]
Рис. 5. Схемы разрушения покрытий при царапании индентором и соответствующие им распределения нормальных растягивающих напряжений а в плоскости покрытия и сдвиговых напряжений т на границе раздела ««покрытие - подложка»: а — образование поперечных трещин без отслоения покрытия, б — отслоение покрытия вблизи края трещины
3P
max 2na2
1 - 2 v 4 + v
- + -
(6)
где Р — приложенная нагрузка; V — коэффициент Пуассона покрытия. Первое слагаемое в (6) описывает вклад нормально приложенной нагрузки в развитие растягивающих напряжений, а второе — вклад трения. Из выражения (6) следует, что критическое напряжение, при котором внутри царапины образуется первая концентрическая трещина, составляет 0.86 ГПа в случае покрытий на исходной подложке и 0.92 ГПа у покрытий на модифицированной подложке. Учитывая, что трещиностой-кость связана с величиной напряжений, вызывающих образование трещины а с, следующим образом:
к1с =ас4ПЪ, (7)
и используя приведенные выше значения глубины впадин на поверхности покрытий, получаем, что для покрытий на исходной подложке К1с ~ 0.46 МПа • м1/2, а у покрытий на подложке после ионной бомбардировки К1с ~ 0.89 МПа • м1/2. Данные значения несколько ниже приведенных выше оценок трещиностойкости покрытий Т1АМ, полученных путем анализа трещин параллельных царапине. По-видимому, это связано с накоплением дефектов в покрытии в процессе скольжения индентора, когда оно подвергается воздействию сложного и изменяющегося поля напряжений. Например, впадины на поверхности покрытий могут углубляться в результате их изгиба в области максимальной локальной кривизны навала перед индентором.
Образование поперечной концентрической трещины приводит к релаксации растягивающих напряжений в покрытии вблизи ее края. Однако по мере дальнейшего перемещения индентора, жесткая связь покрытия с подложкой и трение между индентором и покрытием вновь
обеспечивают развитие растягивающих напряжений позади индентора. Кроме того, образование свободного края покрытия в результате растрескивания приводит к концентрации вблизи него сдвиговых напряжений на границе раздела «покрытие - подложка», а также к возникновению внутреннего изгибающего момента и напряжений нормальных к границе раздела, которые стремятся отслоить покрытие [27, 28]. Поэтому при дальнейшем нагружении релаксация растягивающих напряжений в покрытии позади индентора может осуществляться либо путем образования новой поперечной трещины, либо посредством его отслоения от подложки. Таким образом, поперечное растрескивание и краевое отслоение являются конкурирующими механизмами разрушения покрытий при царапании инден-тором.
Если отслоение покрытия не происходит, то на некотором расстоянии от уже существующей трещины растягивающие напряжения а превышают предел прочности покрытия ас и там возникает новая поперечная трещина (рис. 5, а). Отслоение края покрытия вызывает релаксацию растягивающих напряжений на отслоившемся участке (рис. 5, б). Они сохраняются только в области, где покрытие сохраняет контакт с подложкой. Поэтому на том же расстоянии от края, что и в предыдущем случае, величина растягивающих напряжений оказывается меньше предела прочности покрытия и новая трещина не образуется. Это означает, что при одинаковой величине растягивающих напряжений период растрескивания частично отслаивающегося покрытия будет больше, чем у покрытия, сохраняющего контакт с подложкой. Иными словами, отслоение покрытия должно вызывать рост периода растрескивания. Соответственно, уменьшение расстояния между соседними
поперечными трещинами с увеличением приложенной к индентору нагрузки свидетельствует о высокой адгезионной прочности всех исследованных покрытий Т1АШ. Рост плотности распределения поперечных трещин с увеличением приложенной нагрузки обусловлен тем, что растягивающие напряжения позади индентора быстрее достигают критического значения, соответствующего пределу прочности покрытия. С повышением нагрузки также происходит рост коэффициента трения (рис. 2), что приводит к увеличению вклада в атах напряжений, обусловленных трением, т.е. тангенциальной нагрузкой (второе слагаемое в выражении (6)). Поэтому кроме увеличения плотности поперечных трещин происходит уменьшение их кривизны, т.к. она возникает только из-за напряжений, вызванных изгибом покрытия по краю зоны контакта вследствие нормальной нагрузки.
5. Заключение
В работе исследованы основные закономерности разрушения покрытий ТАШ в процессе скретч-тести-рования, а также влияние предварительной обработки стальной подложки ионами Т на трещиностойкость данных покрытий. Установлено, что разрушение покрытий Т1АШ начинается с образования трещин в вершинах навалов по краям царапины, обусловленных пластическим оттеснением материала подложки. Суперпозиция напряжений, вызванных изгибом покрытия в вершинах навалов, и напряжений, обусловленных трением между покрытием и индентором, приводит к возникновению трещин, расположенных под углом к направлению перемещения индентора. С увеличением приложенной нагрузки нормальные растягивающие напряжения, развивающиеся позади индентора, вызывают образование концентрических поперечных трещин внутри царапины.
Изменение внутренней микроструктуры, механических свойств и знака остаточных внутренних напряжений в покрытиях Т1АШ в результате ионной обработки подложки не влияет на характер их растрескивания, однако обеспечивает повышение трещиностойкости данных покрытий в 2-3 раза по сравнению с покрытиями на исходной подложке. Таким образом, бомбардировка стальной подложки ионами Т приводит к одновременному повышению твердости и трещиностойкости покрытий Т1АШ, а следовательно, к увеличению их надежности и долговечности в различных применениях.
Работа выполнена при финансовой поддержке Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 гг. и гранта РФФИ № 14-01-92005. Экспериментальные исследования проводились на приборах ЦКП «Нанотех» Института физики прочности и материаловедения СО РАН и Томского регионального ЦКП Томского государственного университета.
Литература
1. Hedenqvist P., Olsson M, Wallen P., Kassman A., HogmarkS., Jacob-son S. How TiN coatings improve the performance of high speed steel cutting tools // Surf. Coat. Technol. - 1990. - V. 41. - No. 2. - P. 243256.
2. Djomeni L., Mourier T., Minoret S., Fadloun S., Piallat F., Burgess S., Price A., Zhou Y., Jones C., Mathiot D., Maitrejean S. Study of low temperature MOCVD deposition of TiN barrier layer for copper diffusion in high aspect ratio through silicon vias // Microelectron. Eng. -2014. - V. 120. - P. 127-132.
3. Selvakumar N., Barshilla H.C. Review of physical vapor deposited (PVD) spectrally selective coatings for mid- and high-temperature solar thermal applications // Sol. Energy Mater. Sol. Cells. - 2012. - V.98.-P. 1-23.
4. McIntyre D., Green J.E., Hakansson G., Sundgren J.-E., Münz W.-D. Oxidation of metastable single-phase polycrystalline Ti0_5Al0_sN films: Kinetics and mechanisms // J. Appl. Phys. - 1990. - V. 67. - No. 3. -P. 1542-1553.
5. Kawate M., Hashimoto A.K., Suzuki T. Oxidation resistance of Cr1-IAlIN
and Ti1-IAlIN films // Surf. Coat. Technol. - 2003. - V. 165. - No. 2. -P. 163-167.
6. PalDey S., Deevi S.C. Single layer and multilayer wear resistant coatings of (Ti,Al)N: a review // Mater. Sci. Eng. A. - 2003. - V. 342. -P. 58-79.
7. Liu Z.-J., ShumP. W., Shen Y.G. Hardening mechanisms of nanocrystal-
line Ti-Al-N solid solution films // Thin Solid Films. - 2004. - V. 468. -No. 1-2. - P. 161-166.
8. Suzuki T., Huang D., Ikuhara Y. Microstructures and grain boundaries of (Ti,Al)N films // Surf. Coat. Technol. - 1998. - V. 107. - No. 1. -P. 41-47.
9. Schönjahn C., Bamford M., Donohue L.A., Lewis D.B., Forder S., Münz W.-D. The interface between TiAlN hard coatings and steel substrates generated by high energetic Cr+ bombardment // Surf. Coat. Technol. - 2000. - V. 125. - No. 1-3. - P. 66-70.
10. Shum P.W., Li K.Y., Shen Y.G. Improvement of high-speed turning performance of Ti-Al-N coatings by using a pretreatment of high-energy ion implantation // Surf. Coat. Technol. - 2005. - V. 198. - No. 13. - P. 414-419.
11. Wang D.-Y., Chang C.-L., Wong K.-W., Li Y.-W., Ho W.-Y. Improvement of interfacial integrity of (Ti,Al)N hard coatings deposited on high speed steel cutting tools // Surf. Coat. Technol. - 1999. - V. 120121. - P. 388-394.
12. Панин A.B., Казаченок M.C., Шугуров А.Р., Сергеев В.П. Влияние наноструктурирования подложки Cu на разрушение теплозащитных покрытий SiAlN при одноосном растяжении // ЖТФ. - 2012. -Т. 15. - № 6. - С. 44-52.
13. Шугуров А.Р., Акулинкин A.A., Панин A.B., Сергеев В.П. Модификация структуры покрытий TiAlN путем предварительной бомбардировки стальной подложки ионами Ti // ЖТФ. - 2016. - Т. 86. -№ 3. - С. 91-97.
14. Zhang S, Sun D, Fu Y., Pei Y.T, De Hosson J.Th.M. Ni-toughened nc-TiN/a-SiN, nanocomposite thin films // Surf. Coat. Technol. -2005. - V. 200. - P. 1530-1534.
15. Wang C, Shi K., Gross C, Pureza J.M., Lacerda M. de M., Chung Y.W. Toughness enhancement of nanostructured hard coatings: Design strategies and toughness measurement techniques // Surf. Coat. Technol. -2014. - V. 257. - P. 206-212.
16. Chen B.F., Hwang J., Yu G.P., Huang J.H. In situ observation of the cracking behavior of TiN coating on 304 stainless steel subjected to tensile strain // Thin Solid Films. - 1999. - V. 352. - P. 173-178.
17. Alaca B.E., Saif M.T.A., Sehitoglu H. On the interface debond at the edge of a thin film on a thick substrate // Acta Mater. - 2002. - V. 50. -P. 1197-1209.
18. Holmberg K., Laukkanen A., Ronkainen H., Wallin K., Varjus S., Koskinen J. Tribological contact analysis of a rigid ball sliding on a hard coated surface. Part I: Modelling stresses and strains // Surf. Coat. Technol. - 2006. - V. 200. - P. 3793-3809.
19. Дмитриев А.И., Кузнецов В.П., Никонов А.Ю., Смолин И.Ю., Псахье С.Г. Моделирование процесса ианоструктурирующего выглаживания на различных масштабных уровнях // Физ. мезо-мех. - 2014. - Т. 17. - № 3. - С. 6-13.
20. Xie Y., Hawthorne H.M. Effect of contact geometry on the failure modes of thin coatings in the scratch adhesion test // Surf. Coat. Technol. - 2002. - V. 155. - P. 121-129.
21. Bull S.J. Failure modes in scratch adhesion testing // Surf. Coat. Technol. - 1991. - V. 50. - P. 25-32.
22. Oliver W., Pharr G. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. - 1992. - V.7. - No. 6. - P. 1564-1583.
23. Бугров Я.С., Никольский С.М. Высшая математика: Учеб. для вузов: В 3 т. Т. 2: Дифференциальное и интегральное исчисление / Под ред. В.А. Садовничего. - М.: Дрофа, 2004. - 512 c.
24. Sih G.C. Fracture Mechanics of Engineering Structural Components // Fracture Mechanics Methodology / Ed. by G.C. Sih, L. de O. Faria. -The Hauge: Martinus Nijhoff Publishers, 1984. - P. 35.
25. Ghabchi A., Sampath S., HolmbergK., Varis T. Damage mechanisms and cracking behavior of thermal sprayed WC-CoCr coating under scratch testing // Wear. - 2014. - V. 313. - P. 97-105.
26. Hamilton G.M. Explicit equations for the stresses beneath a sliding spherical contact // Proc. Inst. Mech. Eng. C: J. Mech Eng. Sci. -1983. - V. 197. - P. 53-59.
27. Yu H.H., He M.Y., Hutchinson J.W. Edge effects in thin film delami-nation // Acta Mater. - 2001. - V. 49. - P. 93-107.
28. Freund L.B., Suresh S. Thin Film Materials: Stress, Defect Formation and Surface Evolution. - Cambridge: Cambridge University Press, 2003. - 820 p.
Поступила в редакцию 13.06.2015 г.
Сведения об авторах
Шугуров Артур Рубинович, к.ф.-м.н., нс ПФПМ СО РАН, shugurov@ispms.tsc.ru
Акулинкин Александр Александрович, инж. ПФПМ СО РАН, aaa@ispms.tsc.ru
Панин Алексей Викторович, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ПФПМ СО РАН, проф. ТПУ, pav@ispms.tsc.ru
Сергеев Виктор Петрович, д.т.н., зам. дир. ПФПМ СО РАН, проф. ТПУ, retc@ispms.tsc.ru, vserg@mail.ru
Калашников Марк Петрович, вед. технолог ПФПМ СО РАН, kmp1980@mail.ru
Воронов Андрей Викторович, нс ПФПМ СО РАН, avor@ispms.tsc.ru
Cheng Chin-Hsiang, проф., National Cheng Kung University, Taiwan, chcheng@mail.ncku.edu.tw
