CC BY
95
УДК 621.793.1 (620.18 + 620.178.162)
Структурные аспекты износостойкости вакуумных ионно-плазменных покрытий
В.И. Колесников, О.В. Кудряков, И.Ю. Забияка, Е.С. Новиков, Д.С. Мантуров
Ростовский государственный университет путей сообщения, Ростов-на-Дону, 344038, Россия
Представлены результаты исследований покрытий двух нитридных систем TiAlN и CrAlSiN. Покрытия толщиной 0.8-4.0 мкм получали путем вакуумного осаждения по ионно-плазменной технологии. Одной из особенностей работы является использование азотированной и цементованной стальных поверхностей в качестве подложек при нанесении покрытий. В качестве вариативного признака использовалась различная морфология структуры покрытий: гомогенная монослойная, многослойная с различной толщиной слоев и гетерогенная многофазная. Методами индентирования при различных нагрузках исследован комплекс механических свойств покрытий, включающий твердость Н и модуль упругости Е, а также специальных свойств, характеризующих сопротивление упругой H/E и пластической H3/E2 деформации. Исследована применимость PVD-покрытий для повышения износостойкости шлицевых сопряжений тяжело нагруженных узлов трения. Проведен комплекс трибологических испытаний покрытий на машине трения при нагрузке, сопоставимой с рабочими в контактной зоне шлицевых соединений. Установлено, что многослойное покрытие имеет более высокие механические характеристики, чем монослойное. Прочностные характеристики многослойного покрытия в сочетании с твердой подложкой возрастают по мере снижения толщины слоев. Установлено, что наиболее структурно-чувствительной механической характеристикой является сопротивление пластической деформации H3/E 2, которое существенно возрастает при переходе толщины слоя в нанодиапазон (<100 нм). Твердость Н и сопротивление упругой деформации HE от толщины слоя зависят слабо. Показано, что структура покрытий, в отличие от механических свойств, не всегда является значимым параметром износостойкости. В условиях проведенных испытаний доминирующим фактором оказываются механизмы износа. Показано, что покрытия системы TiAlN сравнительно быстро деградируют и изнашиваются, т.к. испытывают окислительный износ. Покрытия CrAlSiN в тех же условиях испытаний подвергаются износу по усталостному механизму. Гетерогенная многофазная наноструктура этих покрытий обеспечивает им высокие механические характеристики и износостойкость при жестком трении.
Ключевые слова: PVD-покрытия, механические свойства покрытий, износостойкость покрытий, трибологические испытания, индентирование, электронная микроскопия, энергодисперсионный анализ DOI 10.24411/1683-805X-2020-11006
Structural aspects of wear resistance of coatings produced by ion vapor deposition
V.I. Kolesnikov, O.V. Kudryakov, I.Yu. Zabiyaka, E.S. Novikov, and D.S. Manturov
Rostov State Transport University, Rostov-on-Don, 344038, Russia
This study examines TiAlN and CrAlSiN coatings with a thickness of 0.8-4.0 |xm obtained by ion vapor deposition on nitrided and cemented steel substrates. The coatings have different structural morphology: homogeneous monolayer, multilayer with different layer thicknesses, and heterogeneous multiphase structure. A range of coating mechanical properties, including hardness H, elastic modulus E, as well as special properties characterizing the resistance to elastic HE and plastic H3/E2 deformation is studied by indentation testing at different loads. An applied goal of the research is to assess the application of PVD coatings for increasing the wear resistance of spline joints in heavy loaded friction assemblies. Tribological tests were conducted on a friction machine at a load comparable to the working loads in the contact zone of spline joints. It was found that a multilayer coating has better mechanical characteristics than a monolayer one. The strength of a multilayer coating deposited on a solid substrate increases with decreasing layer thickness. The most structure-sensitive mechanical characteristic is the plastic deformation resistance H3 E2, which increases considerably at a nanoscale layer thickness (<100 nm), while the hardness H and elastic deformation resistance HE depend weakly on the layer thickness. Tribological test results show that the structure of coatings, in contrast to their mechanical properties, is not always a significant wear resistance parameter. The dominant factor during testing is the wear mechanisms. TiAlN coatings rapidly degrade and wear out due to oxidative wear. CrAlSiN coatings under the same test conditions wear out by the fatigue mechanism. The coatings with heterogeneous multiphase nanostructure exhibit the best mechanical properties and high wear resistance under severe friction conditions.
Keywords: PVD coatings, mechanical properties of coatings, wear resistance of coatings, tribological tests, indentation, electron microscopy, energy dispersive analysis
© Колесников В.И., Кудряков О.В., Забияка И.Ю., Новиков Е.С., Мантуров Д.С., 2020
1. Введение
Широкое использование покрытий в современной промышленности открывает неисчерпаемые перспективы получения уникальных функциональных свойств поверхности материалов. Этот очевидный факт стимулирует непрерывный рост интереса к исследованию разнообразных аспектов получения покрытий и их поведения при эксплуатации. Однако при нанесении покрытия бинарная система «поверхность - среда» существенно усложняется, становясь многопараметрической. Особенно это характерно для покрытий с гетерогенной структурой, работающих в условиях многофакторных видов воздействия. К такого рода системам, в частности, относятся вакуумные ионно-плазменные износостойкие покрытия для тяжело нагруженных узлов трения. В литературе можно найти множество работ, посвященных исследованию и моделированию влияния отдельных характеристик покрытий (см., например, [1-4]), параметров их получения [5-7], механизмов разрушения [8-11] или факторов их эксплуатации [1215] на стойкость покрытий. Интегральный характер показателя стойкости заставляет осторожно относиться к таким результатам. Относительно ионно-плазменных износостойких покрытий возникают серьезные сомнения, что в настоящее время возможно создание полной математической модели такой сложной системы. Более реален практи-ко-ориентированный метод моделирования, который подразумевает создание в эксперименте условий, максимально приближенных к условиям эксплуатации покрытия. Метод не лишен недостатков и, строго говоря, требует разработки специализированных испытательных стендов. Тем не менее при корректной организации он, как минимум, обеспечивает базу экспериментальных данных, которая уже сама по себе является определенным критерием сравнительных результатов свойств покрытий, в частности, их износостойкости.
Все сказанное в полной мере относится к предмету исследования настоящей работы — вакуумным ионно-плазменным покрытиям, предназначенным для работы в тяжело нагруженных узлах трения, например, в шлицевых соединениях трансмиссий вертолетов или подвижного железнодорожного состава. Целью работы является сравнительный анализ механических характеристик и износостойкости, полученных при моделировании
реальных условий работы узлов трения с покрытиями различного состава и структуры. Задачи исследования включают выявление и анализ зависимости стойкости покрытий в заданных условиях нагружения от состава, геометрических параметров, структурной морфологии, наличия и толщины подслоя, структуры и свойств основного металла (подложки).
2. Методическое обеспечение исследований
Покрытия получали с использованием двухка-тодной установки вакуумного ионно-плазменного напыления PLATIT п80, оснащенной двумя дуговыми испарителями, мощностью до 10 кВт каждый. Рабочие режимы нанесения покрытий: температура осаждения 300-450 °С, давление в вакуумной камере (1.3-4.7) х 10-2 мбар, напряжение смещения 100-150 В, ток и напряжение дугового разряда испарителей 60-130 А и 20-30 В в зависимости от испаряемого материала катода. Распыление проводилось с двух раздельных катодов (мишеней). Стадия формирования покрытий составляла 30-180 мин в зависимости от толщины и структуры покрытия, а также от режима нанесения. В соответствии с приведенными параметрами вакуумной ионно-плазменной технологии получаемые покрытия относятся к категории PVD-покрытий. В настоящей работе исследованы покрытия нитридных систем TiAlN (с различным соотношением Al/Ti) и CrAlSiN. Выбор сочетания компонентов покрытий обусловлен двумя обстоятельствами: обе системы достаточно изучены и технология их получения не требует специальной отработки. Она позволяет с высокой степенью воспроизводимости формировать покрытия заданной толщины и с различной структурной морфологией (монослойные, многослойные и дисперсные), толщина слоев покрытия также может варьироваться в широких пределах. Твердость покрытий выбранных систем превышает уровень 15-20 ГПа, что позволяет отнести эти покрытия к категории износостойких. Однако экспериментальных литературных данных по применению таких покрытий в жестких условиях трения недостаточно для их рекомендательного использования в тяжело нагруженных узлах трения.
В качестве подложки использовались пластины из сталей 38Х2МЮА и12Х2Н4А с размерами 50 х
х 30 х 5 мм. Перед нанесением покрытия в вакуумной камере проводилась очистка поверхности образцов непрерывным потоком ионов Ar в течение 5 мин. Образцы перемещались в вакуумной камере так, что на обеих сторонах пластины формировалось идентичное однородное покрытие. Для обеспечения высокой адгезии покрытий на очищенную ионным пучком поверхность образца сначала наносили подслой металла, стоящего в системе первым (Ti или Cr).
Микроструктуру основного металла (подложки) аттестовали на основе оптической металлографии (ОМ) с использованием микроскопа ZEISS Neophot 21, а также на основе показаний твердости (прибор Роквелла) и микротвердости (микротвердомер ПМТ-3). Для исследования микроструктуры покрытий, рельефа их поверхности, проведения фрактографических исследований поверхностей трения с высоким разрешением использовался двулучевой (электронный/ионный) сканирующий электронный микроскоп ZEISS CrossBeam 340 (SEM), позволяющий с помощью ионного пучка (FIB) проводить травление и выполнять сечения заданной конфигурации образцов в камере микроскопа с высокой точностью позиционирования. Для проведения микрохимического анализа поверхности использовался энергодисперсионный рентгеновский детектор X-Max EDAX (Oxford Instruments), встроенный в электронный микроскоп.
Для исследования физико-механических свойств покрытий в нано- и микромасштабе применялась измерительная платформа Nanotest 600. Методом непрерывного индентирования определяли модуль упругости Е и твердость покрытий Н. При измерениях в микродиапазоне (нагрузка менее 2 Н, глубина отпечатка более 0.2 мкм) применялся четырехгранный индентор Виккерса, для работы в нанодиапазоне (глубина отпечатка не более 0.2 мкм)—трехгранный индентор Берковича. Условия испытаний и обработка полученных данных осуществлялась в соответствии с ГОСТ 8.7482011. Измерения проводились на 3-7 однотипных образцах, приводятся средние значения измеренных величин с учетом рекомендаций статистической обработки данных по ГОСТ Р 50779.25-2005 и ГОСТ Р ИСО 16269-4-2017. Для исключения влияния качества поверхности покрытий (в частности рельефа) на результаты измерений учитывались только те значения Е и Н, отклонение кото-
рых от средневзвешенных не превышали 10 %. Для изучения профиля рельефа поверхности образцов и покрытий использовался сканирующий атомно-силовой/туннельный зондовый микроскоп NanoEducator.
Трибологические испытания покрытий проводились на машине трения TRB (Anton Paar Tri-tec) в соответствии с методиками DIN 50324 и ASTM G99. Использовалась испытательная схема «штифт - пластина» при возвратно-поступательном движении пластины (образец с покрытием) с частотой 10 Гц и амплитудой 800 мкм. Нормальное усилие на штифте составляло 10 Н. Контробразец представлял собой закрепленный в штифте шарик диаметром 6.35 мм из кермета (твердого сплава) WC-Со. Продолжительность испытания составляла 50000 циклов.
3. Особенности подложки
Покрытия наносились на стальную подложку двух типов:
- сталь 38Х2МЮА после стандартной термообработки для получения сорбитной структуры с последующим газовым азотированием;
- сталь 12Х2Н4А со структурой отпущенного мартенсита в поверхностном слое (после стандартной газовой цементации с последующей двукратной закалкой и низким отпуском).
Выбор структурного типа основного металла обусловлен не только требованием в максимальной степени воспроизвести реальные шлицевые трансмиссионные сопряжения тяжело нагруженных узлов трения. Выбор интересен и с чисто научной точки зрения. Насколько известно авторам, рассматриваемое в настоящей работе состояние тройной системы «основной металл - покрытие - среда» никогда ранее не исследовалось. Особый акцент прикладной научной новизны этой системы создает именно высокопрочное состояние подложки.
Дополнительный исследовательский интерес вызывают вопросы адгезии покрытия, кинетики его износа, механизмов разрушения.
Технология азотирования позволяет получать различные структурно-фазовые варианты поверхностных слоев стального изделия. На рис. 1 представлены образцы стали 38Х2МЮА со сплошным нитридным слоем и дисперсными нитридами. В первом случае температура газового азотирования
Рис. 1. Микроструктура азотированных образцов из стали 38Х2МЮА в поперечном сечении: слой азотистой у'-фазы на поверхности образца с феррито-перлитной структурой, SEM (а), дисперсные нитриды в поверхностном слое образца с сорбитной структурой, ОМ (б) (цветной в онлайн-версии)
составляла не более 540 °С, во втором — не менее 590 °С. Промышленное азотирование на машиностроительных предприятиях допускает использование обоих вариантов в нагруженных шлицевых соединениях. Однако металлографический анализ показывает, что азотированный слой на рис. 1, а имеет игольчатое строение. Такая морфология характерна для азотистой фазы у', представляющей собой нитрид (Fe, Al)4N, кристаллы которого при относительно низкой температуре насыщения часто формируются именно в виде пластин (игл), поскольку при недостаточном диффузионном потенциале вынуждены расти по плоскостям скольжения и границам зерен. Это обстоятельство часто приводит к хрупкости азотированного слоя. Глубина нитридного слоя у'-фазы составляет 15-30 мкм, с учетом игольчатости — до 50 мкм. Помимо игольчатости строения, оказывающей негативное влияние при эксплуатации, за счет фазовых превращений в слое формируются высокие внутренние напряжения, приводящие к его растрескиванию и деформации поверхности (рис. 1, а). Хорошо известно, что нитриды плохо смачиваются металлами, которые наносятся на поверхность в виде
подслоя (Т и Сг) при формировании ионно-плаз-менных покрытий. Это обстоятельство наряду с деформационным рельефом поверхности, вероятнее всего, не позволит достичь высокой адгезии покрытий. Кроме того, за счет более низкой пластичности сплошные нитридные слои по антифрикционным характеристикам уступают дисперсным нитридным структурам и даже зоне «внутреннего азотирования» [16]. С учетом этого в настоящей работе для нанесения ионно-плазменных покрытий на азотированную сталь 38Х2МЮА в качестве подложки была использована структура с дисперсным распределением нитридов (рис. 1,6).
В использованных в работе образцах-подложках микротвердость поверхностного нитридного слоя находилась на уровне 11-13 ГПа, плавно убывая вглубь и стабилизируясь на глубине 400 мкм на уровне 4 ГПа. Ниже слоя с максимальной твердостью располагается слой «внутреннего азотирования», который представляет собой диффузионно-насыщенную азотом структуру основного металла (сорбит), в которой феррит является твердым раствором углерода и азота в железе Реа(С, М).
Технология цементации не приводит к такому структурному разнообразию поверхностных слоев, как азотирование, поэтому подготовка цементованных образцов более детерминирована. Исходные образцы стали 12Х2Н4А имели однородную мелкозернистую структуру низкоуглеродистого легированного бейнита. Его микротвердость в сердцевине образцов составила 340Ну/0.1 = = 3400 МПа при среднем значении отпечатка ин-дентора Виккерса 23.3 мкм. Измерение макротвердости дает среднее значение HRC36, что в целом соответствует данным по микротвердости. После цементации микроструктура поверхностного слоя образцов стали 12Х2Н4А состояла из мелкоигольчатого (скрытокристаллического) мартенсита и избыточного цементита. Структура мартенсита не дифференцируется в световом микроскопе, а цементит локализован в виде мелких дисперсных включений по границам зерен. Морфология и распределение цементита соответствуют содержанию углерода в поверхностном слое 0.9-1.0 мас. %. Микротвердость цементованного слоя образцов составила 642Ну/0.1 = 6420 МПа при среднем значении отпечатка индентора Виккерса 17 мкм. Измерение макротвердости на приборе Роквелла по цементованной поверхности образов показывает разброс значений в интервале HRC56-59.
Требования к качеству поверхности образцов— шероховатость не ниже 10 класса (Ra < <0.12 мкм, Rz <0.6 мкм) по ГОСТ 2789-73. Высокий уровень требований к чистоте поверхности обусловлен, во-первых, стремлением исключить формирование «дефектов роста» (пористости, напряжений, деформации кристаллитов) в покрытии при осаждении, а во-вторых, избежать влияния шероховатости подложки на триботехнические характеристики покрытий, поскольку тонкие PVD-покрытия формируют поверхность, конгруэнтную рельефу поверхности подложки. В работах [1719] экспериментально показано, что шероховатость покрытий является важным параметром при определении коэффициента трения: рост шероховатости ведет к увеличению коэффициента трения.
Таким образом, одной из особенностей работы является формирование покрытий на поверхности образцов с изначально высокой твердостью и износостойкостью. Это продиктовано прикладной задачей моделирования условий промышленного тяжело нагруженного трибосопряжения.
4. Результаты и обсуждение
4.1. Структурные особенности покрытий
Выбор покрытий систем TiAlN и CrAlSiN для исследования обусловлен возможностью варьирования структуры покрытий. Покрытие TiAlN может быть получено по ионно-плазменной технологии в виде монослоя с однородным или градиентным распределением элементов, а также в виде многослойного покрытия с изменяемой толщиной слоев. В наших экспериментах влияние химического и фазового состава покрытий не исследовалось. В покрытиях системы TiAlN соотношение Al/Ti в ат. % было примерно одинаковым на уровне 25/25 = 1 (разброс значений составлял 1.00-1.12), что в мас. % соответствует 25/45 = 0.56 (разброс 0.51-0.63). Однако в покрытиях этой системы проблематично получение дисперсной гетерогенной структуры типа 3D, поэтому для обеспечения структурного многообразия было использовано покрытие системы CrAlSiN. Способность Si в сочетании с Al к формированию гетерогенных наноструктур при нанесении ионно-плазменных покрытий нитридных систем хорошо известна [24]. Она базируется на отсутствии растворимости нитридов Si3N4 и AlN друг в друге [20-22]. Кроме того, в многокомпонентной системе Cr-Al-Si-N
возможно образование более десятка устойчивых бинарных соединений [23]. Эти теоретические предпосылки дают основания для получения в ионно-плазменном покрытии CrAlSiN гетерогенной структуры даже при послойном осаждении компонентов.
Структурная морфология покрытий, исследованных в настоящей работе, представлена на рис. 2. Она включает четыре типа структуры: монослой-ное покрытие, многослойное покрытие с «толстыми» (150-200 нм) и «тонкими» (30-60 нм) слоями, гетерогенная многофазная структура. Одна из основных исследовательских задач работы заключалась в определении степени влияния структурного типа покрытия на его механические и трибо-логические характеристики.
Из всех исследованных покрытий покрытия системы CrAlSiN имели наименьшую толщину, которая находилась на уровне 1 мкм, тогда как толщина покрытий системы ТАШ составляла диапазон 1.6-4.0 мкм. Покрытия CrAlSiN отличаются не только неоднородностью структуры, но и определенной кристаллографической упорядоченностью роста (рис. 2, ж, з). Их структура состоит из слабо разориентированных по отношению друг к другу, плотно связанных, волокнистых кристаллитов. С учетом относительно невысокой гомологической температуры нанесения Т = = Т/Тт < 0.5 (где Тт — температура плавления, К), в соответствии с диаграммой Мовчана-Демчиши-на-Торнтона [24, 25], структура покрытия отвечает наиболее благоприятной структурной зоне Т, в которой формируются сжимающие напряжения.
Из других общих структурных особенностей полученных покрытий можно отметить следующее:
- все покрытия имеют плотное прилегание к подложке даже в случае существования заметного рельефа последней (рис. 2, г, ж), что является косвенным признаком высокой адгезии;
- учитывая плохую смачиваемость нитридов металлами, для обеспечения адгезии исследуемых нитридных покрытий ТАШ и CrAlSiN использовали нанесение подслоя соответственно Т и Сг толщиной 170-460 нм при среднем значении 254 нм (наиболее четко наличие и прилегание подслоя видно на рис. 2, а, б, д, е);
- при формировании покрытий с монослойной структурой распыление проводилось одновремен-
Рис. 2. Строение покрытий TiAlN (а-е) и CrAlSiN (ж, з) в поперечном сечении, SEM: монослойное покрытие (а, б), многослойное покрытие с «толстыми» слоями (в, г), многослойное покрытие с «тонкими» слоями (<), е), покрытие с гетерогенной структурой (ж, з); а, б, з — микрошлифы; в-ж — поперечные сечения FIB с наклоном изображения в сторону детектора 15°-28°
но с двух катодов; многослойные покрытия формировались путем чередования катодов в процессе распыления, в результате чего слои покрытия ТАШ априори должны иметь различный состав нитридов (ТМ/АШ), однако малая толщина основных слоев и наличие между ними переходных слоев не позволяет строго идентифицировать послойное распределение элементов.
4.2. Механические характеристики покрытий
Помимо структурно-зависимой твердости Н и структурно независимого модуля упругости Е, определяемых методом индентирования, для характеристики покрытий часто используются соотношения Н/Е и Н3/Е2. Первое из них определяет сопротивление покрытий упругой деформации, а также приводится в качестве косвенного показате-
ля уровня трибологических свойств: чем выше НЕ, тем выше износостойкость при трении [2, с. 608; 26]. Соотношение Н3/Е2 определяет сопротивление покрытий пластической деформации [3, с. 134]. Использование этой величины имеет теоретическое обоснование: в механике контактного разрушения для определения силы Rz, вызывающей пластическое течение используется выражение [27]:
, -[ ^ ]3 [ Ш ]2. <»
где R — радиус контактной сферы; k — фактор, учитывающий упругие постоянные. Модуль упругости Е1 и коэффициент Пуассона v1 контактной сферы (индентора) и полупространства (исследуемого образца) Е и V, k определяются с использованием формулы
к = -
16
(1 -V2)+(1 ^2)-
Выражение (1) было получено К. Джонсоном [28] и экспериментально подтверждено наблюде-
ниями многих авторов. В механике и трибологии оно, в частности, используется для определения критического размера индентора при переходе от области вязкого (пластического) внедрения к области хрупкого (герцевского) разрушения. Этот аспект актуален и при исследовании ионно-плаз-менных покрытий, поскольку при малых радиусах внедрения контролирующим фактором является твердость, а при больших — вязкость разрушения. Значения силы Р сильнее зависят от радиуса шарика-индентора R, чем от величины Н3/Е2 Поэтому их расчет проводился для конкретных условий трибоиспытаний по схеме «шарик - пластина», а его результаты для каждого типа покрытий приведены в разделе 4.3.
Экспериментальные результаты по определению механических характеристик покрытий в зависимости от их структуры и типа подложки представлены в табл. 1. Для сравнения и анализа этих данных приведем аналогичные характеристики материала образцов (подложек) до нанесения покрытий.
Таблица 1
Механические характеристики покрытий (экспериментальные данные после статистической обработки)
Покрытие
ТАГЫ CrAlSiN
Характеристика покрытия Подложка
Сталь 38Х2МЮА (азотирование) Сталь 12Х2Н4А (цементация) Сталь 38Х2МЮА (цементация) Сталь 12Х2Н4А (азотирование)
Структурный тип (толщина слоев, нм) Монослойное Многослойное (150-200) Многослойное (30-60) Монослойное Многослойное (150-200) Многослойное (30-60) Гетерогенная многофазная
Толщина h, мкм 2.9-3.9 2.9-3.1 2.8-3.3 3.2-4.0 1.6-1.8 1.5-2.5 0.8-1.1
Твердость Н, ГПа - при 100 мН - при 10 мН 26.0 24.7 26.3 25.0 24.9 28.8 14.2 25.5 14.2 22.2 25.2 20.4 22.8 12.4 24.1
Модуль упругости Е, ГПа - при 100 мН - при 10 мН 281.4 314.3 287.0 261.1 247.0 288.1 219.5 316.1 207.9 257.7 229.6 291.0 225.5 259.7 203.1 251.3
Н/Е - при 100 мН - при 10 мН 0.0920 0.0802 0.0943 0.0958 0.1007 0.1067 0.0640 0.0810 0.0683 0.0940 0.0860 0.0913 0.0878 0.0620 0.0959
Н 3/ Е 2, ГПа - при 100 мН - при 10 мН 0.2555 0.1935 0.2854 0.2022 0.2548 0.2773 0.0697 0.1660 0.0681 0.2273 0.1918 0.1719 0.2863 0.0505 0.2885
Для азотированного слоя стали 38Х2МЮА: Н = 12 ГПа, Е = 241 ГПа, Н/Е = 0.0498, Н3/ Е2 = = 0.02975 ГПа.
Для цементованного слоя стали 12Х2Н4А: Н = = 6.42 ГПа, Е = 200 ГПа, Н/Е = 0.0321, Н3/Е2 = = 0.0066 ГПа.
Полученные результаты (табл. 1) показывают, что с точки зрения повышения прочностных характеристик поверхности выбор ионно-плазмен-ных покрытий систем ТАШ и CrAlSiN обоснован, поскольку покрытия имеют более высокий уровень всех приведенных в табл. 1 параметров, чем азотированная или цементованная структура стали.
Для испытаний методом индентирования были выбраны нагрузки 10 и 100 мН. Первая из них обеспечивает корректность измерений для определения свойств собственно покрытия. Результаты испытаний при нагрузке 10 мН характеризуют влияние структуры покрытия. Данные, полученные при нагрузке 100 мН, иллюстрируют влияние подложки.
Из приведенных в табл. 1 данных видно, что подложка существенно влияет на твердость и другие механические характеристики покрытий при больших значениях нагрузки Р. При Р = 100 мН глубина отпечатка индентора hc составляла порядка 0.5 мкм, что превышает условие корректности измерений для покрытий толщиной Ь hc < 0.1^ Особенно это сказалось на покрытиях системы CrAlSiN с малой толщиной, нанесенных на подложку из цементованной стали 12Х2Н4А. В отличие от азотированной стали 38Х2МЮА цементованный слой при температуре нанесении покрытия 350-450 °С испытывает отпуск и твердость подложки падает до трооститного уровня (HRC40-45). При индентировании с большой нагрузкой тонкое твердое покрытие (пленка) CrAlSiN на мягкой подложке 12Х2Н4А практически разрушается, чем и объясняются низкие значения его механических характеристик.
С точки зрения изучения влияния структуры покрытий на их механические характеристики могут быть рассмотрены два параметра — общая толщина покрытия и толщина его отдельных слоев. По полученным экспериментальным данным установить какую-либо зависимость исследованных характеристик от толщины покрытия не удалось. Это можно объяснить тем, что при больших
нагрузках (100 мН) вклад подложки в полученные результаты значительно превышает вклад толщины покрытия. При малых нагрузках (10 мН) объем локализации механических свойств в соответствии с методикой индентирования таков, чтобы толщина покрытия не оказывала влияния на результат измерения. Что касается влияния толщины отдельных слоев покрытия, то полученные данные индентирования были обобщены в виде зависимостей, приведенных на рис. 3.
Для сопоставления разноразмерных механических характеристик Н, Н/Е и Н3/Е2 они представлены на рис. 3 в относительных единицах, которые получены путем деления экспериментальных данных покрытий (табл. 1) на соответствующие значения подложки. Для получения равномерной шкалы по оси абсцисс в качестве независимой переменной (структурного параметра) была выбрана величина 1пт, где т — количество слоев покрытия, приходящихся на единицу толщины покрытия (на 1 мкм).
Анализ данных табл. 1 показывает, что многослойное покрытие в целом имеет более высокие механические характеристики, причем с точки зрения прочности преимущества многослойного покрытия системы ТАШ в сочетании с твердой подложкой возрастают по мере снижения толщи-
10
и
Е-
о
1
0 1 2 3 1п т
Рис. 3. Экспериментальные зависимости механических характеристик от толщины слоев покрытия системы НАГЫ, сформированного на подложке из азотированной стали 38Х2МЮА (данные индентирования при нагрузке 10 мН): диапазон размеров «толстых» слоев (150-200 нм) (зона А), диапазон размеров «тонких» слоев (30-60 нм) (зона В), монослой соответствует значению 0 по оси абсцисс (цветной в онлайн-версии)
ны слоев. Количественные оценки в виде графиков на рис. 3 характеризуют относительно слабую зависимость твердости Н и сопротивления упругой деформации Н/Е от толщины слоя. Сопротивление покрытия пластической деформации Н3 / Е 2 существенно возрастает при переходе толщины слоя в нанодиапазон (<100 нм). По-видимому, величина Н31Е2 является наиболее структурно-чувствительной, поскольку при малой толщине слоя запускаются наноструктурные механизмы деформации.
В соответствии с классификацией [29] размер структурных элементов 30 нм считается пограничным между действием механизмов деформации с участием полных решеточных дислокаций и нано-механизмов, основными носителями пластической деформации в которых выступают частичные дислокации, генерируемые на границах нанозе-рен. Движение и взаимодействие частичных решеточных дислокаций приводят к образованию дефектов упаковки, наличие которых существенно тормозит деформационные процессы. Таким обра-
зом, при измельчении слоев покрытия и приближении их толщины к уровню 30 нм нанодеформа-ционная мода будет вносить свой вклад в увеличение параметра Н3 / Е2. Этот тезис подкрепляется тем фактом, что в соответствии с экспериментальными данными табл. 1 самым высоким уровнем сопротивления пластической деформации Н3 / Е 2 обладают покрытия системы CrAlSiN с гетерогенной наноструктурой, причем независимо от типа подложки.
4.3. Износостойкость покрытий в условиях трибоиспытаний
Результаты трибологических испытаний приведены в табл. 2. Они сгруппированы по структурным признакам покрытий аналогично механическим характеристикам табл. 1. Кроме того, в табл. 2 включены расчетные значения силы Р, необходимой для начала пластической деформации покрытия, рассчитанной по выражению (1).
Представленные данные показывают, что установить взаимозависимость трибологических свойств
Таблица 2
Триботехнические характеристики покрытий (экспериментальные данные после статистической обработки)
Состав и структура покрытия
Данные трибологических испытаний
Коэффициент трения Интенсивность износа образца 3, 10-7 мм3/Н/м Интенсивность износа контртела Jc, 10-7 мм3/Н/м
Расчетное* значение силы Р(, кН
Подложка из стали 38Х2МЮА (азотирование)
Образцы без покрытия 0.528 4.50 3.96 -
Покрытие ТАВД (толщина слоя) Монослойное 0.634 16.00 6.87 20.82
Многослойное (150-200 нм) 0.690 13.84 7.70 21.76
Многослойное (30-60 нм) 0.742 13.83 6.19 28.13
Покрытие CrAlSiN с гетерогенной многофазной структурой 0.602 1.68 1.27 30.81
Подложка из стали 12Х2Н4А (цементация)
Образцы без покрытия 0.9 12.3 4.46 -
Покрытие ТАВД (толщина слоя) Монослойное 0.756 12.91 4.79 17.87
Многослойное (150-200 нм) 0.722 10.6 4.64 -
Многослойное (30-60 нм) 0.754 15.65 7.385 20.64
Покрытие CrAlSiN с гетерогенной многофазной структурой 0.820 0.792 1.66 31.04
* При расчете величины Р( использованы значения Н3/Е2 из табл. 1, полученные при нагрузке 10 мН.
Рис. 4. Общий вид дорожек трения в проекции, нормальной поверхности образцов: покрытие системы TiAlN, ОМ (а); покрытие системы CrAlSiN, SEM (б) (цветной в онлайн-версии)
покрытий с их механическими и структурными характеристиками (аналогично, например, рис. 3) весьма проблематично. В наибольшей степени это касается коэффициента трения ц. Ориентируясь на показатели износа (прежде всего на значения X), по полученным результатам можно сделать следующие общие качественные выводы:
1) Износ покрытий системы ТАШ с любым типом структуры, нанесенных на азотированную сталь 38Х2МЮА, значительно превышает износ эталонного образца без покрытия; при этом по мере возрастания параметра Рх отмечается слабая тенденция к снижению износа / и росту коэффициента трения ц.
2) Те же покрытия на подложке из цементованной стали 12Х2Н4А показывают примерно тот же уровень износа, что и эталонный образец без покрытия; коэффициент трения ц у покрытий несколько ниже, чем у эталона; корреляции износа с параметром Рх не выявляются.
Наиболее важным (и очевидным) выводом из данных табл. 2 является значительное уменьшение износа / и /с при использовании покрытий
О, ат.
Al, ат. % 40-
1-г
120 мкм
Рис. 5. Распределение элементов в зоне износа покрытия НАГЫ на периферии дорожки трения рис. 4, а (микрорентгеноспект-ральное сканирование вдоль секущей) (цветной в онлайн-версии)
CrAlSiN с гетерогенной структурой на подложке любого типа. Минимальный износ этих покрытий отвечает максимальному значению параметра Р, при этом коэффициент трения ц у покрытий этого типа остается весьма высоким.
Полученные триботехнические данные табл. 2 и сделанные выводы позволяют говорить о том, что структура покрытий в условиях проведенных испытаний не является главным фактором, определяющим их изнашивание. Это обстоятельство заставляет обратиться к исследованию механизмов износа покрытий.
С этой целью было проведено детальное исследование дорожек трения покрытий систем ТАМ и CrAlSiN на подложке из азотированной стали
38Х2МЮА. На рис. 4 показаны их дорожки трения после полного цикла трибоиспытаний, покрытие системы НАШ имело многослойную структуру с «тонкими» слоями толщиной 30-60 нм. Различия в характере износа очевидны.
На рис. 5 и 6, табл. 3 приведено элементное распределение в зонах дорожки трения, а на рис. 7 и 8 представлены результаты электронно-микроскопического исследования механизмов износа покрытий.
Распределение химических элементов в зоне дорожки трения покрытия ТАШ (рис. 5) говорит об окислительном характере износа. Центральная зона дорожки с полностью изношенным покрытием на рис. 4, а имеет характерный цвет и мор-
Рис. 6. Распределение элементов в области дорожки трения (рис. 4, б) покрытия CrAlSiN (точечные сканы и цветовые карты распределения элементов, полученные методом энергодисперсионного анализа) (цветной в онлайн-версии)
Распределение элементов в области дорожки трения покрытия CrAlSiN для спектров 24-39
Таблица 3
Название спектра N O Na Al Si K Cr Mn Fe Co Ni W Сумма
Спектр 24 39.99 15.89 4.38 32.97 6.77 100.00
Спектр 25 41.51 16.37 4.33 31.10 6.69 100.00
Спектр 26 42.78 17.15 3.65 28.18 8.23 100.00
Спектр 27 42.84 16.50 3.82 29.45 7.38 100.00
Спектр 28 38.87 3.08 16.66 4.24 30.40 6.75 100.00
Спектр 29 42.98 16.34 3.42 24.34 12.91 100.00
Спектр 30 39.02 9.94 1.98 11.37 37.69 100.00
Спектр 31 44.28 2.53 1.09 2.09 0.47 49.22 0.32 100.00
Спектр 32 53.83 4.90 5.31 31.76 4.18 100.00
Спектр 33 48.98 9.04 1.57 26.33 3.18 1.61 9.34 100.00
Спектр 34 12.86 36.15 9.81 1.99 28.55 3.07 1.09 6.48 100.00
Спектр 35 12.93 2.49 1.06 2.96 0.54 80.03 100.00
Спектр 36 57.75 1.01 5.47 0.55 8.51 14.93 1.86 9.93 100.00
Спектр 37 29.03 3.64 3.34 0.43 60.56 3.00 100.00
Спектр 38 42.27 17.05 3.60 25.98 11.09 100.00
Спектр 39 40.20 18.83 4.10 27.83 9.05 100.00
фологию закиси железа БеО (II). Это подтверждает рентгеноспектральный анализ на периферии дорожки трения, где в левой части рис. 5 расположено покрытие, о чем свидетельствует доминирование Т и А1, а в правой части — основ-
ной металл (подложка), где элементы покрытия не обнаруживаются, содержание Бе и О составляет по ~50 ат. % плюс 1.5-2.0 % Сг, фоновое содержание которого при сканировании «захватывается» из подложки.
Рис. 7. Особенности изнашивания покрытия TiAlN при трении: периферия (кратер) дорожки трения в проекции, нормальной поверхности образца (а, б); поперечное сечение (FIB) зон износа покрытия (в) и окисленного основного металла на границе с покрытием (г)
Рис. 8. Особенности изнашивания покрытия CrAlSiN при трении: зоны растрескивания и скола покрытия внутри дорожки трения в проекции, нормальной поверхности образца (а, б); поперечное сечение (FIB) зоны износа покрытия (в)
Характерную рыхлую морфологию оксидной пленки FeO (II) можно наблюдать на электронно-микроскопических снимках рис. 7, а (в правой части) и 7, г (в левой части). Наличие толстой пленки закиси железа (более 1 мкм), которая формируется при температуре выше 580 °С, свидетельствует о том, что при условиях проведенных трибоиспытаний температура вспышки в контактной зоне значительно превышала уровень стойкости к оксидированию системы TiAlN. По данным авторов работы [3, с. 135], стойкость к оксидированию покрытий TiN составляет 600 °С, а покрытий TiAlN (с высоким содержанием Al) — около 800 °С. О том, что покрытие при трении испытывало не только механическое воздействие, но и термическое, говорят часто встречающиеся на склонах кратера сохранившегося покрытия на периферии дорожки трения специфические зоны
деградации покрытия. Они имеют характерный для окисленных областей разветвленный пористый рельеф и резко отличаются от соседних ступенчатых участков чисто механического износа покрытия (рис. 7, б, в). Причиной наблюдаемой ступенчатости механического износа покрытий системы ТАМ является слоистая структура покрытия. Косвенным указателем высокой температуры вспышки в зоне трения могут служить высокие значения коэффициента трения ц. Линейная прямо пропорциональная зависимость между этими параметрами известна из эксперимента, например, для покрытий системы TiSiN [30], а некоторые авторы приводят методики ее расчета [31].
Данные спектрального и SEM-анализа, приведенные на рис. 4, 5, 7, позволяют сделать заключение об окислительно-механическом механизме износа покрытий системы ТАМ в условиях проведенных трибоиспытаний. С учетом относительно невысокой стойкости к оксидированию это и определило низкую износостойкость покрытий, приведенную в табл. 2.
В отличие от покрытия ТАМ, покрытие системы СгА^М практически сохранило свою целостность в пределах дорожки трения. Следы износа наблюдаются по периферии дорожки, а также в виде немногочисленных, избирательно расположенных микросколов покрытия внутри дорожки (рис. 4, б). Во всех этих областях наблюдается однотипная картина элементного распределения: обеднение азотом, обогащение кислородом и вольфрамом (рис. 6, табл. 3). Химический анализ показал, что по периферии дорожки трения расположено уже не нитридное покрытие, а продукты его износа, содержащие остаточное количество элементов покрытия (Сг, А1, Si) и насыщенные кислородом и вольфрамом (из контртела машины трения — шарика из твердого сплава WC-Co). Наиболее показателен в этом отношении состав спектра 33 на рис. 6, табл. 3. Вероятно, продукты износа были вынесены на периферию дорожки трения в процессе трибоиспытаний. На это указывает рис. 8, а, где показан микроскол покрытия, в левой части которого растрекавшаяся зона продуктов износа еще сохранена на подложке, а в правой части подобная зона на поверхности подложки уже отсутствует. Левой части этого микроскола соответствует на рис. 6, табл. 3 спектр 32, где представлены все характерные элементы продуктов износа (кроме Si), а правой— спектр 31 с окис-
ленной поверхностью подложки. Железо в дорожке трения на рис. 6, табл. 3 в больших количествах присутствует только в местах скола покрытий (спектры 31, 35, 37). В тех областях дорожки трения, где спектральный анализ не показывает насыщения кислородом и вольфрамом (спектры 26, 27, 38, 39), покрытие сохраняет свой состав и целостность, а следовательно, и работоспособность. При этом толщина покрытия уменьшается с 0.86 до 0.67 мкм, а поверхность трения имеет следы пластической деформации (рис. 8, в). Изнашивание покрытия происходит путем насыщения поверхности покрытия О и W (возможно, с заменой азота кислородом), охрупчивания насыщенного слоя покрытия и его скалывания. На рис. 8, б можно наблюдать все стадии износа покрытия системы CrAlSiN справа налево: поверхность покрытия, слабо насыщенная О и W, но уже обедненная азотом и за счет этого имеющая пониженную прочность; ступенька вниз — ювенильная поверхность покрытия сразу после скола продуктов износа (хорошо видна вязкая, гетерогенная, нанокристалли-ческая структура покрытия); следующая ступенька вниз — подслой хрома, обнажившийся после скола покрытия; крайняя левая зона (самая нижняя по уровню) — окисленный основной металл. Аналогичная картина разрушения покрытия показана и на рис. 8, в, только в поперечном сечении образца, полученного путем БЮ-препарирования в вакуумной камере электронного микроскопа.
На основе данных спектрального и SEM-анали-за, представленных на рис. 4, 6, 8, и результатов трибологических испытаний может быть сделан вывод о высокостойком усталостном износе покрытий системы СгА^^ обусловленном диффузионным насыщением покрытия элементами среды (кислородом) и контртела (вольфрамом). Следов окислительного износа покрытий СгА^^ подобных покрытиям ТАШ, в пределах дорожки трения обнаружено не было. Это может быть связано с более высокой термической устойчивостью к оксидированию покрытий с Сг, которая по литературным данным составляет 850-900 °С [3, с. 135]. Подтверждением этому являются и проведенные нами квантово-химические расчеты и результаты оже-электронной спектроскопии, в соответствии с которыми распад поверхностных сегрегационных комплексов на основе Сг требует большей энергии, чем распад аналогичных комплексов на основе Т [32, 33].
Таким образом, анализ результатов трибологи-ческих испытаний показывает, что различные показатели износостойкости покрытий ТАШ и CrAlSiN связаны, прежде всего, с различием в механизмах износа. Свой вклад в износостойкость безусловно вносят также структура покрытия и его механические свойства, однако при определенных условиях эти вклады могут быть полностью нивелированы, как это было показано для покрытий системы ТАМ в условиях окислительного износа.
5. Заключение
В представленной работе изучено влияние нескольких параметров на износостойкость покрытий (толщины покрытий, морфологии их структуры, механических характеристик, состояния подложки). Основная задача касалась вклада структуры покрытий, однако в ходе исследований выяснилось, что структура может быть не самым важным показателем работоспособности в условиях испытаний тяжело нагруженных трибосопрояжений. Так, покрытия системы ТАШ в проведенных три-бологических экспериментах разрушались по окислительному механизму, при котором структура покрытия, как и свойства подложки, оказываются существенно менее значимыми факторами, чем стойкость покрытия к оксидированию. На примере покрытий системы сга^^ не склонных к оксидированию и деградирующих при трении по усталостному механизму износа, было показано преимущество применения ионно-плазменных покрытий для повышения износостойкости высо-конагруженных пар трения. Важность этого результата обусловлена использованием подложек из азотированной и цементованной сталей, которые применяются в реальных тяжелых трибосо-пряжениях шлицевых соединений трансмиссии вертолетов.
По результатам выполненных исследований износостойкости и физико-механических свойств ионно-плазменных покрытий можно сделать несколько полезных теоретических и прикладных выводов.
Установлено, что износ слоистых покрытий носит характер ступенчатого разрушения (рис. 7). Уменьшение толщины слоев в покрытии при гер-цевском разрушении ограничивает стадию разгона трещины, особенно при использовании слоев с различными механическими характеристиками (прежде всего, модулями упругости). Исходя из
этого принципа, механизм послойного разрушения может существенно замедлить изнашивание покрытия. Эффект торможения трещины при износе покрытия значительно возрастает в случае гетерогенного строения покрытия или его слоев, что показано на примере износостойкости покрытия системы CrAlSiN.
Из всех исследованных механических свойств покрытий, определяемых методом индентирова-ния, наиболее структурно-зависимым оказалось сопротивление пластической деформации H3/E 2 (рис. 3), которое возрастает с уменьшением толщины слоя покрытия. Рассчитанный на базе механической характеристики H3/E2 показатель Pt (как усилие старта пластического течения материала) позволяет определить сравнительную стойкость покрытий к изнашиванию при трении в случае усталостного износа. Установлено, что максимальное значение параметра Pt при проведенных трибоиспытаниях имело покрытие CrAlSiN, показавшее в этих условиях высокую износостойкость.
Для достижения эффекта повышения износостойкости при использовании покрытия системы CrAlSiN в тяжело нагруженных трибосопряже-ниях толщина покрытия должна быть минимизирована. Установлено, что оптимальной толщиной для покрытий CrAlSiN является 0.8-1.2 мкм. Этот тезис связан также с известными экспериментальными данными о сильной зависимости прочности пленки от ее толщины при механическом нагружении (см., например, [2, с. 89]). Теоретические дислокационные модели обосновывают эту зависимость тем, что в тонкой пленке сегменты дислокаций с краевой ориентацией связываются на границе раздела «покрытие - подложка», выполняя функции дислокаций несоответствия, тем самым пассивируя границу. В результате такого частичного связывания дислокаций механические напряжения, необходимые для скольжения дислокаций вдоль покрытия, оказываются обратно пропорциональными толщине пленки [34, 35].
Работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки России (идентификатор проекта RFMEFI60718X0203).
Литература
1. Hasegawa H., Kimura A., Suzuki T. Ti1-xAlxN, Tij Zr^N and Ti1-xCrxN films synthesized by the AIP method // Surf. Coat. Technol. - 2000. - V. 132. - P. 76-79.
2. Наноструктурные покрытия / Под ред. А. Кавалейро, Д. де Хоссона. - М.: Техносфера, 2011. - 752 с.
3. Погребняк А.Д., Лозован А.А., Кирик Г.В., Щитов Н.Н. и др. Структура и свойства нанокомпозит-ных, гибридных и полимерных покрытий. - М.: Книжный дом «ЛИБРОКОМ», 2011. - 344 с.
4. АзаренковН.А., БересневВ.М., ПогребнякА.Д., Колесников Д.А. Наноструктурные покрытия и наномате-риалы: Основы получения. Свойства. Области применения. Особенности современного наноструктурного направления в нанотехнологии. - М.: Книжный дом «ЛИБРОКОМ», 2012. - 368 с.
5. ShumP. W., LiK.Y., Shen Y.G. Improvement of high-speed turning performance of Ti-Al-N coatings by using a pre-treatment of high-energy ion implantation // Surf. Coat. Technol. - 2005. - V. 198. - No. 1-3. - P. 414-419.
6. Ильин А.А., Плихунов В.В., Петров Л.М., Спек-тор В.С. Вакуумная ионно-плазменная обработка. -М.: ИНФРА-М, 2014. - 160 с.
7. Шугуров А.Р., Акулинкин А.А., Панин А.В., Перевало-ва О.Б., Сергеев В.П. Модификация структуры покрытий TiAlN путем предварительной бомбардировки стальной подложки ионами Ti // ЖТФ. - 2016. -Т. 86. - № 3. - С. 91-97.
8. Lu X., Yao K., Ouyang J., Tian Y. Tribological characteristics and tribochemical mechanisms of Al-Mg-Ti-B coatings // Wear. - 2015.- V. 326-327. - Р. 68-73.
9. Zhang D., Liu Y., Yin Y. Preparation of plasma cladding gradient wear-resistant layer and study on its impact fatigue properties // J. Therm. Spray Technol. - 2016. -V. 25. - P. 535-545.
10. Varavka V.N., Kudryakov O.V., Zabiyaka I.Yu., Shapova-lova A.A. Morphological features and mechanics of destruction of materials with different structures under impact drop cyclic loading // MATEC Web Conf. - 2017. -V. 132. - P. 03004.
11. Varavka V.N., Kudryakov O.V., Zabiyaka I.Yu., Irk-ha V.A. Mechanics of Destruction of Metal-Ceramic Na-nocomposite Coatings during Liquid-Droplet Impact Loading // Proc. 2017 Int. Conf. Phys. Mech. New Materials and Their Applications / Ed. by I.A. Parinov, Shun-Hsyung, V.K. Gupta. - New York: Nova Sci. Publish., 2018. - P. 321-328.
12. Табаков В.П. Формирование износостойких ионно-плазменных покрытий режущего инструмента. - М.: Машиностроение, 2008. - 311 с.
13. Григорьев С.Н. Методы повышения стойкости режущего инструмента. - М.: Машиностроение, 2011. -368 с.
14. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Базылева О.А. Материалы для высоконагруженных деталей газотурбинных двигателей // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Машиностроение. - 2011. - № SP2. - С. 13-19.
15. Kudryakov O.V., Varavka V.N., Ilyasov V.V. Characterisation of anti-erosive properties of nanocomposite coat-
ings by the methods of sclerometry // J. Phys. Conf. Ser. -2017. - V. 857. - P. 012025.
16. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Шпис Г.-И., Бемер З. Теория и технология азотирования. - М.: Металлургия, 1991. - С. 175.
17. HaywardI.P., Singer I.I., Seitzman L.E. Effect of roughness on the friction of diamond on CVD-diamond coatings // Wear. - 1992. - V. 157. - Р. 215.
18. Bull S.J., Chalkar P.R., Johnston C, Moor V. The effect of roughness on the friction and wear of diamond thin film // Surf. Coat. Technol. - 1994. - V. 68. - P. 603610.
19. Shaha K.P., Pei Y.T., Martinez-Martinez D., de Hos-son J.T.M. Effect of process parameters on mechanical and tribological performance of pulsed-DC sputtered TiC/ a-C:H nanocomposite films // Surf. Coat. Technol. -2010. - V. 205. - Р. 2633-2642.
20. Самсонов Г.В. Методы получения, свойства и применение нитридов. - Киев: ИПМ АН УССР, 1972. -381 с.
21. Gruner R. Phase transformation of the Al-Si-N system // Acta Crystal. - 1979. - V. 35. - No. 3. - P. 800804.
22. Hillert M., Jonsson S. Prediction of the Al-Si-N system // CALPHAD. - 1992. - V. 4. - P. 199-205.
23. Диаграммы состояния двойных систем: Справочник. Т. 3, кн. 1 / Под ред. Н.П. Лякишева. - М.: Машиностроение, 1999. - 872 с.
24. Thornton A.J. ^е influence of bias sputter parameters оп thick copper coatings deposited using а hollow cathode // Thin Solid Films. - 1977. - V. 40. - P. 335-344.
25. Anders A. A structure zone diagram including plasma based deposition and ion etching // Thin Solid Films. -Lawrence Berkeley National Laboratory, University of California. Internet-resource with Local Identifier: LBNL Paper LBNL-2768E, 04.01.2010. http://www.escho larship.org/uc/item/3261x4bm.
26. Rebholz C., Ziegele H., Leyland A., Matthews A. Structure, mechanical and tribological properties of nitrogen-containing chromium coatings prepared by reactive magnetron sputtering // Surf. Coat. Technol. - 1999. -V. 115.- Р. 222-229.
27. Колесников Ю.В., Морозов Е.М. Механика контактного разрушения. - М.: Изд-во ЛКИ, 2007. - С. 91.
28. Johnson K.L. Contact Mechanics. - Cambridge: Cambridge University Press, 1985.
29. Cheng S., Spencer J.A., Milligan W.W. Strength and tension/compression asymmetry in nanostructured and ultrafine-grain metals // Acta Mater. - 2003. - V. 51. -Р. 4505-4518.
30. Cheng Y.H., Browne T., Heckerman B., Meletis E.L. Mechanical and tribological properties of nanocomposite Ti : S in coatings // Surf. Coat. Technol. - 2010. -V. 204.- Р. 2123-2129.
31. Roy M. Nanocomposite Films for Wear Resistance Applications // Surface Engineering for Enhanced Performance against Wear. - Wien: Springer-Verlag, 2013. -P. 45-78.
32. Migal Yu.F., Kolesnikov V.I., Kolesnikov I.V Impurity and alloying elements on grain surface in iron: Periodic dependence of binding energy on atomic number and influence on wear resistance // Comput. Mater. Sci. -2016. - V. 111. - P. 503-512.
33. Колесников И.В. Системный анализ и синтез процессов, происходящих в металлополимерных узлах трения фрикционного и антифрикционного назначения. -М.: ВИНИТИ РАН, 2017. - 384 с.
34. Tompson C.V The yield stress of polycrystalline thin films // J. Mater. Res. - 1993. - V. 8. - Р. 237-238.
35. Nix W.D. Yielding and strain hardening of thin metal films on substrates // Scripta Mater. - 1998. - V. 39. -Р. 545-554.
Поступила в редакцию 03.09.2019 г., после доработки 03.09.2019 г., принята к публикации 20.09.2019 г.
Сведения об авторах
Колесников Владимир Иванович, д.т.н., ак. РАН, проф., президент РГУПС, kvi@rgups.ru
Кудряков Олег Вячеславович, д.т.н., внс, проф. РГУПС, kudryakov@mail.ru
Забияка Игорь Юрьевич, мнс РГУПС, zabiyakaigor@gmail.com
Новиков Евгений Сергеевич, нс РГУПС, bj_979@yahoo.com
Мантуров Дмитрий Сергеевич, нс РГУПС, manturoff_dc@mail.ru
