CC BY
32
Список литературы:
1. ГОСТ 11955-82. Битумы нефтяные дорожные жидкие. Технические условия.
2. ГОСТ 12784-78. Порошок минеральный для асфальтобетонных смесей. Методы испытаний. Госстрой СССР. Пост. 204 18.10.78.
3. ГОСТ 12801-98. Материалы на основе органических вяжущих для дорожного и аэродромного строительства. Методы испытаний.
4. ГОСТ 22245-90. Битумы нефтяные дорожные вязкие. Технические условия.
5. ГОСТ 31015-2002 Смеси асфальтобетонные и асфальтобетон щебе-ночно-мастичные. Технические условия.
6. ГОСТ Р 52129-2003 Порошок минеральный для асфальтобетонных и органоминеральных смесей.
7. ГОСТ 8269.0-97. Щебень и гравий из плотных горных пород и отходов промышленного производства для строительных работ. Методы физико-механических испытаний.
8. Воробьев В.А., Суворов Д.Н., Котлярский Э.В., Доценко А.И., Попов В.А. Компьютерное моделирование в автоматизации производства асфальтобетонной смеси. Книга 2. Практические разработки. - М.: Изд-во Российской инженерной академии, 2009. - 608 с.
9. Воробьев В.А., Суворов Д.Н., Попов В.А. Компьютерное моделирование в автоматизации производства асфальтобетонной смеси. Книга 1. Теоретические основы. - М.: Изд-во Российской инженерной академии, 2009. - 297 с.
ТРИБОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК НА ОСНОВЕ ТЦ.хАЬ^ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ИХ СТРУКТУРЫ И СОСТАВА1
© Сошина Т.О.*
Лысьвенский филиал Пермского национального исследовательского политехнического университета, г. Лысьва
Рассмотрено влияние микроструктуры, фазового и элементного составов пленок на основе Т11-ХД1ХК, формируемых импульсным магне-
1 Работа выполнена в рамках гранта «Разработка технологии получения высокопрочных на-ноструктурных конструкционных низкоуглеродистых сталей с износостойкими нанострук-турированными покрытиями» (госконтракт № 01201274914, Федеральная целевая программа «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы по направлению «Поддержка научных исследований, проводимых научными группами под руководством кандидатов наук по научному направлению «Индустрия наносистем» в области «Получение и обработка функциональных наноматериалов».
* Заведующий лабораторией кафедры Технических дисциплин.
тронным распылением на их трибологические характеристики. Оптимизирован процесс получения нанокристаллических пленок на основе ТП-хА1хЫ с низким коэффициентом трения по составу и структуре.
Ключевые слова: импульсное магнетронное распыление, напряжение смещения на подложке, фазовый состав, микроструктура, физико-механические свойства, трибологические свойства.
1. Введение
Трибологические характеристики пленок нитрида титана и алюминия (далее пленок Т11-хА1х№) связывают с их исключительной твердостью [1]. Исходя из основных принципов трибологии, именно повышенная твердость позволяет пленкам Т11-хА1хМ успешно решать задачи, связанных с трением. В связи с этим, современное материаловедение при создании трибологиче-ских пленок все чаще опирается на концепцию оптимизации двух основных величин, которая сводится к требованию увеличения Нц при одновременном уменьшении Е, до значений максимально приближенных к соответствующему значению для материала подложки, что минимизирует напряжения на поверхности раздела пленка / подложка и позволяет пленке хотя бы незначительно смещаться без изломов и пластического течения. Сочетание этих условий сводится к известному правилу «повышения отношения Н/Е», позволяющее в итоге увеличить сопротивление износу [1-5]. Однако, возможна и другая ситуация, когда сопротивление износу увеличивается при неизменной твердости [6]. В этом случае определяющую роль в уменьшении скорости износа играют механизмы, снижающие коэффициент трения между контактирующими поверхностями (уменьшение адгезионного воздействия).
Развитие представлений о механизмах износа и трения на наноуровне поднимает проблему необходимости учета влияния на трибологические характеристики пленок Т11-хА1хМ их фазового (в первую очередь распределение фаз и их интенсивность), элементного составов (содержание А1 в пленке), параметров микрокристаллической структуры (размера зерен и степени тексту-рированности пленки), морфологических особенностей поверхности, уровня напряжений и деформаций между контактирующими телами, механизмов зарождения и развития трещин, образования осколков материала пленки.
Целью настоящей работы является исследование влияния микроструктуры, фазового и элементного составов пленок Т11-хА1хМ на их трибологиче-ские свойства.
2. Методика эксперимента
Осаждение пленок Т11-хА1хМ методом ИМР двух мишеней из Т и А1 осуществляли на тестовые образцы (12 х 12 х 3 мм) из инструментальной стали Х12М и конструкционной коррозионно-стойкой стали 14Х17 с Тотп = 473 ... 503 К. Подготовка поверхности тестовых образцов (подложки) включала их
ионную очистку - нагрев до температуры 493 К с последующим осаждением подслоев из Ti и TiN для увеличения адгезионной прочности пленки Tii_xAlxN к подложке.
Рентгеноструктурный анализ пленок Tii_xAlxN проводили на дифракто-метре ДРОН-4 в Cu Ка излучении. Микроструктуру и химический состав сформированных пленок изучали на растровом электронном микроскопе BS 300 с приставкой для микроанализа EDAX Genesis 2000. Физико--механические характеристики пленок Ti1-xAlxN определяли методом кинетического индентирования в соответствие с DIN EN ISO 14577-1 с использованием прибора Micro-combi tester c ПО. Трибологические характеристики пленок Ti1-xAlxN определяли по схеме «палец-диск» на лабораторной машине трения при скорости скольжения 0,68 м/с, осевой нагрузке на три пальца 175 Н в течение 15 мин, температуре окружающей среды T = 20 °C. В качестве контртела использовались образцы - пальцы диаметром 10 мм из стали 40Х (HRC 4143) [7]. Адгезию пленок Tij-xAlxN оценивали по величине SRC - отношение площади скола пленки вокруг отпечатка алмазного конуса Роквелла (150 кгс) к площади отпечатка в плоскости пленки (метод разработан в ХФТИ). Съемку и измерение отпечатка алмазного конуса Роквелла производили на универсальном металлографическом микроскопе Альтами МЕТ5 с ПО.
3. Результаты эксперимента и обсуждение
3.1. Элементный и фазовый состав пленок Ti1-xAlxN
Осаждение пленок Tij-xAlxN проводили при постоянном давлении газовой смеси 0,27 Па и изменении напряжения смещения на подложке в диапазоне исм = 40...55 В. Изменение химического состава пленок Tij-xAlxN при повышении напряжения до 55 В заключается в увеличении концентрации Ti от 18 ат. % до 28 ат. % и снижении концентрации Al от 31 ат. % (Ti0,37Al0 63N) до 19 ат. % (Ti080Al020N), обусловленное различием в степени ионизации титана и алюминия (Ti - 90 %, Al - 50 %), большим притяжением наиболее ионизированных ионов Ti к отрицательно заряженной подложке и преимущественным обратным рассеянием атомов Al из пленки из-за более высокого коэффициента его распыления [2, 5].
Результаты рентгеноструктурного анализа пленок Tij-xAlxN позволили установить их фазовый состав и объемные доли входящих фаз (рис. 1, табл. 1). Осажденные пленки Tij-xAlxN состоят из трех основных фаз: кубической TiN (с-TiN с решеткой типа NaCl), кубической AlN (с-AlN с решеткой типа NaCl) и гексагональной Ti3Al2N2 (h-Ti3Al2N2 с решеткой типа P63mc). Однофазная пленка Ti0,37Al0,63N с максимальной объемной долей фазы TiN, направлением преимущественной кристаллографической ориентации (111) и максимальной степенью текстурированности пленки формируется при минимальном напряжении 40 В. Объяснением полученного фазового состава пленки
Т^А^^Ы может являться присутствие алюминия в пленке в свободном состоянии в связи с недостаточной энергетической стимуляцией поверхности подложки, необходимой для внедрения атомов Al в решетку Т [3]. Дальнейшее увеличение напряжения до 50 В и 55 В приводит к фазовому переходу, связанным со сменой основной фазы пленки (П1)TiN ^ (107)Т^А12Ы2 (h-Ti3Al2N2 с решеткой типа P63mc).
Рис. 1. Сравнительный спектр дифрактограмм (Си Ка-излучение) участков пленок Т^А^Ы", при различном содержании Al
Увеличение напряжения и снижение содержания А1 в пленке приводит к уменьшению параметров решеток основных фаз пленки Т^_ХАХЫ (табл. 2). Известно [4], что алюминий входит в решетку ТЫ, замещая атом титана, а, поскольку радиус атома алюминия (0,143 нм) меньше радиуса атома титана (0,147 нм), то параметр решетки фазы Т^А12Ы2 должен быть ниже значения, характерного для чистого ТК Пленки состава Т^,37А0,63Ы и Т^,48А0,52Ы характеризуются достехиометрическими значениями параметров решеток основных фаз, что подтверждает недостаточное влияние энергии формирования пленки на ее структурообразование. Пленкам состава Т^,52А0,48Ы и Т^,60А10,40Ы характерны увеличенные параметры решеток основных фаз,
относительно их стехиометрических значений. Подобное увеличение параметров решеток связывают [4, 5] с высокими значениями напряжений в пленках, однако, полученные в данной работе, значения сжимающих напряжений оказались ниже средних для пленок Т^А^ (3^5 ГПа) [2, 3, 4]. Объяснением увеличенных параметров решеток может являться высокая концентрация А! в пленках состава Т^,37А10,6^ и Т%8А10,52К Максимальная деформация решетки наблюдается в пленке Т^,37А10,6^ при максимальной концентрации А1 и снижается с ее уменьшением [2-4]. Минимальные искажения параметров решеток соответствуют пленке состава Т^,52А10,4^ (50 В).
Средний размер областей когерентного рассеяния рентгеновского излучения (ОКР), рассчитанный по дифрактограммам, составлял порядка 19 нм для пленки Т^,37А10,6^ и понижался до 5 нм для пленки Т^,52А10,4^ (табл. 1).
Таблица 1
Структурные характеристики пленок Т11-хА1х]Ч: Т111тач = тах111ШЧ / ТЕЧ -отношение максимальной интенсивности рефлекса (111) к суммарной интенсивности рефлексов фазы Т11-ХАЦЧ
Пленка Объемная доля фаз Размер ОКР, нм Т (111) ™ Т (107) таА12Ы2 Р°111 / Р°107
АМ„ь ^3АШ2 ^3АШ2
Т^АЬ,^ 76 2 22 19,0 14,0 0,98 0,42 0,60/0,40
Тц^АЬ^ 51 11 38 18,0 5,5 5,65 0,88 0,60/0,36
Т^,52А10^ 10 4 86 5,0 5,0 89,3 0,75 0,56/0,36
ТЦ80А10,20К 29 14 57 6,5 5,5 31,7 0,88 0,85/0,40
Таблица 2
Параметры структуры пленок Т11-ХА1Х]Ч: - межплоскостное расстояние Т11-ХА1ХК; ^ИЧтабл=0,2450 нм, сцЬгабл=0,2334 нм, ЙтоАВТОтабл = 0,2041 нм
Пленка Параметры кристаллической решетки ¿та, нм ¿АМ сиЬ, нм а Т13А12Ш, нм
а, нм Аа, % а, нм Аа, % с, нм Ас, %
TiN АМ„ь Б3АШ2
ТЦ37А10,63К 0,4230 -0,33 0,4086 +1,01 0,3041 +1,80 2,3524 +0,75 0,2478 0,1437 0,1244
Tio,48A1o,52N 0,4234 -0,24 0,4081 +0,89 0,2991 -1,71 2,3454 +0,45 0,2433 0,2345 0,2023
ТЦ52А10,48К 0,4240 -0,09 0,4061 +0,40 0,2996 +0,30 2,3524 +0,13 0,2449 0,1443* 0,2036
Tio,8oA1o,2oN 0,4240 -0,09 0,4066 +0,52 0,3010 +0,77 2,3430 +0,34 0,2440 0,2338* 0,2038
Примечание: * фаза АМшЬ (1017): ¿¿да шьтабл = 0,1457 нм.
3.2. Микроструктура и физико-механические свойства пленок Т11-ХА1ХЫ
Микроструктура пленок Т^-хА1хМ, сформированных при различном напряжении и содержании А1 соответствует «зоне Т» модели Торнтона [1].
Полученные пленки Т11-ХД1ХМ имеют столбчатую микроструктуру и различаются размерами образующих их доменов и их относительной плотностью. Тонкая неравномерная пленка со следами травления формируется при максимальном содержании Д1 и минимальном значении напряжения (40 В) -Т10,37Д10,63М (рис. 2, а). Пленке Т10,37Д10,63М соответствуют минимальные физико-механические характеристики (табл. 3).
Таблица 3
Механические характеристики пленок Т11-ХА1Х]Ч, сформированных ИМР
Пленка И, мкм Н, ГПа Е, ГПа Н/Е Н3/Е2 "№е, % 8ЯС, %
Т10.37Д10.63К 1,5 14,1 202,5 0,075 0,10 55,0 0
Т^ДЬ^ 2,0 21,3 237,7 0,096 0,29 55,3 0
Т10,52Д10^ 3,0 40,2 305,9 0,14 1,27 73 0
Т10.80Д10.20К 3,0 35,6 322,8 0,118 0,94 68,7 0
Уменьшение содержания Д1 и увеличение напряжения (45 В) способствует формированию пленки с крупноячеистой неравномерной структурой поверхности с размерами ячеек овальной формы 500 ... 750 нм и шириной столбцов 50 ... 500 нм (рис. 2, б). Причинами формирования ячеистой структуры могут являться недостаточные температурные условия для формирования пленок Т10,37Д10,63М и Т10,48Д10,52М При снижении содержания Д1 в пленке до х = 0,48 (50 В) отмечается переход ячеистой структуры в плотную упорядоченную равномерно зернистую структуру пленки Т10,52Д10,48М с размером зерен 5 . 45 нм (рис. 2, д), что согласуется с найденными рентгенографически размерами ОКР. Рост зерен протекает непрерывно в перпендикулярном направлении к поверхности подложки. Пленке состава Т10,52Д10,48М соответствует максимальное значение микротвердости 40,2 ГПа. Прирост твердости сопровождается монотонным увеличением модуля упругости (табл. 3) и пропорциональным увеличением стойкости к упругой и пластической деформации. Многократное увеличение микротвердости может быть вызвано рядом причин: уменьшением размера зерен до 5 ... 45 нм (наноэф-фект); достижением оптимальной концентрации А1 в пленке Т10,52Д10,48М, что приводит к дисперсионному упрочнению вследствие выделения высокодисперсной износостойкой фазы Т13Д12М2; стехиометрией основной кристаллической фазы и величиной сжимающих напряжений. Пленка Т1080Д1020М с минимальным содержанием Д1 (при 55 В) характеризуется более крупным размером зерен до 180 . 250 нм (рис. 2, ж) и обладает более низкими механическими характеристиками в сравнении с пленкой Т10,52Д10,48М.
Статистическое распределение размера высот зерен пленок Т11-ХД1ХМ было выполнено на площади 1 мкм х 1 мкм (рис. 2, б, г, е, з). Увеличение содержания Д1 в пленках Т^М^Ы (до х = 0,48) при увеличении напряжения смещения (до 50 В) приводит к уменьшению среднеквадратичной шероховатости поверхности пленок Т^Д!^ от 67 нм до 17,5 нм.
Рис. 2. Микроструктура и топография поверхности пленок Т^Д^, сформированных при различном содержании Д1:
а) Т^ДЬ^; б) Т^^Ь^; в) Т^ДЬ,^; г) Т10,80Д10,20К
3.3. Трибологические характеристики пленок Ti1-xAlxN в зависимости от их состава, микроструктуры и физико-механических свойств
Анализ результатов трибологических испытаний пленок Ti1_xAlxN, показал, что при базовых испытаниях, при которых путь трения составлял 1500 м, ни одна из пленок Ti1-xAlxN не протерлась и не обнажила подложку. Наблюдалось изменение цвета поверхности пленок Ti1-xAlxN в зоне фрикционного контакта по сравнению с остальной частью, что связано, по-видимому, со структурными изменениями в тонких слоях пленок при трении.
Сопоставление результатов трибологических испытаний пленок Ti1-xAlxN с полученными результатами элементного, структурного, рентге-ноструктурного анализов и механических испытаний показал, что пленка Ti0,37Al0,63N с неравномерной структурой малой плотности и большей шероховатостью поверхности, минимальной объемной долей фазы Ti3Al2N2, максимальными деформациями решетки, низкими значениями микротвердости, Н/Е и We обладает высоким значением коэффициента трения и массового износа поверхности (табл. 4). Недостаточная плотность пленки Ti037Al0 63N и пустоты вокруг колонн зерен формируют почти прямой контакт между окружающей средой на поверхности пленки и подложки и резко снижают ее барьерную способность. Слишком развитый микрорельеф поверхности пленки Ti037Al0 63N и низкие значения Иц и Н/Е приводят к усилению абразивного влияния продуктов износа пленки, которое проявляется в увеличении глубины дорожки износа и массового износа поверхности пленки в целом (рис. 3, а, табл. 4).
Таблица 4
Трибологические характеристики пленок Ti1-xAlxN, сформированных ИМР
Пленка Глубина дорожки износа, h (нм) Ширина дорожки износа, b (мм) Дш, х10-3 мг
Ti0,37Äl0,63N 930 2,0 20,5 0,20
Ti0,48Al0,52N 210 1,5 16,3 0,13
Ti0,52Äl0,4sN 180 1,3 7,6 0,06
Ti0,80Al0,20N 680 1,6 18,5 0,16
Коэффициент трения и массовый износ поверхности пленки Т^,48А10,52М снижаются при уменьшении содержания А1 вследствие первичного упорядочения ее структуры с уменьшением шероховатости поверхности, увеличения в ней объемной доли фазы Т^А^^ и улучшения механических характеристик пленки. Пленка Т^,52А10,4^ с минимальной шероховатостью поверхности, плотной столбчатой структурой, низким уровнем внутренних напряжений, минимальными искажениями параметров решетки, отклонениями положения дифракционных максимумов и преобладанием в пленке фазы Т^А^^ имеет лучшие трибологические характеристики. Высокие значения Иц, Н/Е и (при средних для данных пленок We = 70 % [3]) позволяют полученным пленкам работать в условиях абразивного износа.
а) б)
Рис. 3. Трибологические испытания (дорожки износа) пленок
а) Т^Д^К; б) Т^Д^,^
Снижение трибологических характеристик Т10,80Д10,20К при уменьшении содержания Д1 в ней может быть связано со снижением плотности зерен, уменьшением объемной доли фазы ^эДЬК и понижением механических свойств пленки.
4. Выводы
Установлено влияние химического, фазового состава, структуры и физико-механических свойств на трибологические характеристики пленок Т11.хД1хК. Анализ химического состава пленок Т^Д^К позволил установить изменение концентрации Д1 в пленке Т^Д^К в интервале напряжений 40.55 В. Уменьшение концентрации Д1 до х = 0,20 при увеличении напряжения приводит к изменению соотношения объемных долей фаз с переходом от основной кубической фазы (111)Т1К, наблюдаемой для пленок Т^уД^^К (40 В) и Т10,48Д10,52К (45 В) к основной гексагональной фазе (107)Т1эД12К2, наблюдаемой для пленок Т^^Д^^К (50 В) и Т10,80Д10,20К (55 В).
Микроструктура пленки, с уменьшением содержания Д1 до х = 0,48 и увеличением напряжения до 50 В, изменяется от неравномерной крупноячеистой до упорядоченной зернистой. Дальнейшее уменьшение содержания Д1 и увеличения напряжения до 55 В приводит к увеличению размеров зерна, что проявляется в снижении физико-механических характеристик пленки.
Анализ результатов трибологических испытаний пленок Т11-ХД1ХК и сопоставление их с полученными результатами структурных, рентгенострук-турных анализов и физико-механических свойств показал, что лучшей износостойкостью обладает пленка Т10,52Д10,48К с плотной нанокристаллической структурой, низким уровнем внутренних напряжений, минимальными искажениями параметров решетки, отклонениями положения дифракционных максимумов, минимальной шероховатостью поверхности, максимальным
содержанием фазы h-Ti3Al2N2 и лучшими физико-механическими свойствами, сформированная при напряжении 50 В.
Список литературы:
1. Кавалейро А., де Хоссон Д. Наноструктурные покрытия: пер. с англ. / Ред. А. Кавалейро, Д. де Хоссон. - М.: Техносфера, 2011. - 752 с.
2. Musil J., Hruby H. Superhard nanocomposite Ti1-xAlxN films prepared by magnetron sputtering // Thin Solid Films. - 2000. - V 365. - P. 104-109.
3. Horling A., Hultman L., Oden M., Sjolen J., Karlsson L. Mechanical properties and machining performance of Ti1-xAlxN-coated cutting tools // Surface and Coatings Technology. - 2005. - V 191. - P. 384-392.
4. PalDey S., Deevi S.C. Single layer and multilayer wear resistant coatings of (Ti, Al)N: a review // Materials Science and Engineering. - 2003. - V 342. -P. 58-79.
5. Holubar P., Jilek M. and Sima M. Present and Possible Future Applications of Superhard Nanocomposite Coatings // Surface and Coatings Technology. -2000. - V 73, № 5. - Р. 145-151.
6. Бакли Д. Поверхностные явления при адгезии и фракционном взаимодействии: пер. с англ. / Д. Бакли. - М.: Машиностроение, 1986. - 359 с.
7. Каменева А.Л., Караваев Д.М., Пименова Н.В. Методики изучения трибологических характеристик пленок // Технология металлов. - 2012. -№ 2. - С. 34-38.
МОДЕЛИРОВАНИЕ УПРУГИХ ЭЛЕМЕНТОВ МИКРОМЕХАНИЧЕСКОГО АКСЕЛЕРОМЕТРА
© Шадт А.К.*
Пермский национальный исследовательский политехнический университет,
г. Пермь
Микромеханические акселерометры широко применяются в космических аппаратах, авиации, автомобилестроении, высокоточном оружии - управляемых ракетных и артиллерийских снарядах [2, 4]. Акселерометры с малым диапазоном измерения используются для измерений углов наклона приборов, выходной сигнал акселерометра пропорционален синусу угла наклона по отношению к горизонту [3]. Один из важнейших элементов конструкции микромеханических акселерометров - подвесы (торсионы), их форма и размеры определяют важный параметр микроприборов - чувствительность.
Ключевые слова акселерометр, микромеханический, кремний.
* Кафедра Прикладной математики и механики.
