CC BY
34
Влияние легирования на структуру и особенности трибологического поведения вакуумных алмазоподобных покрытий
И. С. Левин1,2,0, М.М. Хрущов2, Е.А. Марченко2, В.М. Авдюхина1
1 Московский государственный университет имени М. В. Ломоносова, физический факультет, кафедра физики твердого тела. Россия, 119991, Москва, Ленинские горы, д. 1, стр. 2.
2 Институт машиноведения имени А. А. Благонравова РАН.
Россия, 101990, Москва, Малый Харитоньевский пер., д. 4.
E-mail: а is.levin@physics.msu.ru
Статья поступила 26.10.2015, подписана в печать 08.12.2015.
Представлены результаты исследования атомно-кристаллической структуры, фазового и химического составов алмазоподобных покрытий, полученных методами плазмохимического осаждения (a-C:H:Si и а-С:Н:БкМо) и магнетронного реактивного распыления (a-C:H:Cr). Для покрытий а-С:Н^:Мо обнаружено образование ультрадисперсных включений, имеющих состав карбидных или силицидных фаз молибдена. В покрытиях a-C:H:Cr при напылении в смеси ацетилен-азот установлено формирование нанокомпозитной структуры на основе хрома, а также наличие карбидных и нитридных фаз. Трибологические испытания показали, что покрытия, содержащие кремний и кремний-молибден, имеют высокий коэффициент трения и низкую фрикционно-усталостную долговечность, тогда как покрытия, содержащие хром, имеют высокие механические и трибологические характеристики, что делает их перспективными для работы при больших контактных давлениях.
Ключевые слова: алмазоподобные покрытия, аморфный углерод, вакуумное осаждение, PAPVD, PACVD, реактивное магнетронное распыление, легирование, рентгеновская дифракция, нанокомпозитная структура, фазовый состав, трибологические свойства.
УДК: 621.891: 548.26. PACS: 68.55.-a, 68.60.Bs, 81.05.uj, 81.07.Bc, 81.15.lj.
Введение
Многослойные твердые покрытия, покрытия с композитной структурой, алмазоподобные углеродные покрытия и керамика на основе нитрида кремния являются перспективными материалами, способными обеспечить надежность и долговечность работы различных изделий при больших контактных давлениях при отсутствии смазки, в агрессивных средах и т. д. [1-2].
Алмазоподобные углеродные покрытия, получаемые методами вакуумного ионно-плазменного осаждения и с помощью химических газотранспортных реакций, характеризуются высокой износостойкостью и низким коэффициентом трения [3, 4], но из-за особенностей технологий их нанесения в большинстве случаев имеют небольшую толщину, что не гарантирует их долговечность.
В настоящее время ведутся активные работы по повышению износостойкости покрытий за счет их легирования металлическими и металлоидными компонентами и создания на этой основе алмазопо-добных нанокомпозитных структур [5]. Кроме того, современные технологии, основанные на использовании распыляемых мишеней различного состава и активных атмосфер, дают возможность получать покрытия, легированные химическими соединениями (оксидами алюминия и кремния, карбидами переходных металлов и т.д.), и покрытия с модулированной слоистой и/или сложной нанокомпозитной структурой. Однако несмотря на то, что такие
работы ведутся довольно давно [1-5], остается много неучтенных факторов, влияющих на структуру и свойства вышеуказанных покрытий.
В этой связи в настоящей работе решалась задача комплексного изучения структуры легированных кремнием, кремнием-молибденом и хромом алмазоподобных покрытий и их трибологических и физико-механических характеристик при трении в условиях больших контактных давлений.
1. Методы исследования и технология получения образцов
Покрытия, легированные кремнием и кремнием-молибденом, наносились на плоские полированные подложки из жаропрочной стали марки ХН35ВТ и закаливаемой инструментальной стали 95Х18. Такие покрытия получали путем плазмохимического осаждения из паровой фазы (РЛСУЭ) по методике, описанной в [6, 7]. Нанесенные покрытия имели толщину до 1 мкм.
Образцы магнетронных покрытий, легированных хромом, наносили на сталь марки ХН35ВТ. Их получали в смеси ацетилена и азота на экспериментальной напылительной установке, оснащенной источником ионов и двумя магнетронами [8]. Покрытия этого типа имели толщину порядка 3 мкм. При их напылении для улучшения адгезии на поверхность подложки предварительно наносили хромовый подслой толщиной 1 мкм.
При комплексном исследовании покрытий использовали рентгеноструктурный анализ, оптиче-
скую и электронную микроскопию, рентгеноспек-тральный микроанализ, спектроскопию комбинационного рассеяния (КР), методы микро- и наноинден-тирования.
При анализе рентгенодифракционных картин от покрытий использовали методику восстановления диффузного фона, предложенную в [9]. Структурные исследования, представленные в настоящей работе, проводились на рентгеновском дифрактометре ЛЯЬ Х'ТЯЛ, оснащенном энергодисперсионным детектором Пельтье и вертикальным гониометром, с использованием СиКа-излучения.
Определение трибологических характеристик проводилось на шариковом трибометре, в котором в качестве материала контртела использовался нитрид кремния, в условиях сухого трения. База испытаний составляла 6000 циклов (длительность испытания 1 ч при частоте вращения образцов ~ 100 об/мин); интервал нормальных нагрузок составлял 0.02-0.20 Н. Максимальные контактные давления лежали в интервале 250-500 МПа.
2. Структура и свойства исследуемых материалов
2.1. Покрытия, легированные кремнием и кремнием-молибденом
Исследования структуры стальных образцов с покрытиями а-С:Н:Б1 и а-С:Н:БкМо были начаты нами в работе [10]. Результаты рентгеновского дифракто-метрического исследования выявили существенное различие в структурном состоянии с однотипными пленками, описанными в [6].
По данным [6], структура покрытий а-С:Н:Б1, полученных по методике РЛСУЭ, характеризовалась наличием трех размытых дифракционных максимумов в области углов дифракции 2в = 17-26°, которые авторы связали с присутствием в образцах по-лимеризованных ароматических углеводородов. При дополнительном легировании покрытия молибденом интенсивность диффузного гало увеличивалась и появлялся размытый дифракционный максимум при углах дифракции, близких к 42 °. Увеличение интенсивности диффузной составляющей было объяснено повышенным по сравнению с а-С:Н:Б1 содержанием ароматических групп в структуре аморфного покрытия, а максимум — наличием в структуре графитовых включений. Найденные в [6] особенности строения покрытий, при синтезе которых в качестве исходных веществ (прекурсоров) применялись кремнийорганические соединения, содержащие си-локсановые группы, согласовывались со структурной моделью алмазоподобных нанокомпозитов, предложенной в [11]. Согласно этой модели такой наноком-позит образуется путем взаимного проникновения двух пространственных аморфных структур: алма-зоподобной а-С:Н и структуры а-БкО (аморфного кварца), практически не образующих между собой химических связей. При легировании структуры
а-С:Н:БкО металлические атомы (например, Мо) будут встраиваться в существующую структуру без образования химических соединений с компонентами легируемого покрытия и присутствовать в ней в виде одиночных атомов или неупорядоченных атомных скоплений («сеток»).
При рентгендифракционных исследованиях гид-рогенизированных аморфных углеродных покрытий а-С:Н:Б1 и а-С:Н:БкМо нами не были обнаружены в них вышеуказанные структуры. В случае а-С:Н:Б1 на рентгенограммах наблюдали монотонное изменение диффузного фона без каких-либо уширенных диффузных максимумов. Диффузный фон покрытия слабо отличался от фона подложки и не содержал дополнительных особенностей. Для покрытий, легированных кремнием и молибденом, описанное в [6] диффузное гало также не было обнаружено, но на дифрактограммах имелся широкий диффузный максимум в области углов дифракции от 20 до 45° , свидетельствующий о процессах образования ультрадисперсных кластеров (рис. 1, а). Проведенный анализ показал, что эти образования представляют собой включения карбидных или силицидных фаз молибдена, что дополнительно подтверждалось и данными о химическом составе покрытий, полученных с помощью рентгеновского микроанализа (рис. 1, б). Расчеты показали, что размер таких включений составлял несколько нанометров. Заметим, что вышеуказанный диффузный максимум наблюдался нами для всех покрытий, легированных
Э
м н о
80 100
29,°
с, ат. % 80 60 40 20 0
- С
- 0 81 N Мо 0
а-С:Н:81
а-С:Н:8Шо
Рис. 1. Диффузный фон покрытия а-С:Н:Б1:Мо на стали (а) и химический состав покрытий при легировании кремнием и кремнием-молибденом (б)
кремнием и молибденом, независимо от типа подложки. Наличие диффузных максимумов на рентгенограммах покрытий а-С:Н:Б1:Мо надежно свидетельствует о том, что уже на стадии их синтеза молибден вступает в химическое взаимодействие с углеродом и/или кремнием.
Проведенный спектральный анализ показал, что помимо значительного количества кремния и углерода в этих покрытиях содержался кислород в концентрациях 8-17 ат.%, что вполне ожидаемо, так как при синтезе покрытий использовали кремнеор-ганику. Кроме того, введение в покрытия молибдена (рис. 1, б) приводило к значительному (на треть) уменьшению содержания углерода и увеличению доли кремния (рост составлял порядка 20 ат.%).
На основе вышесказанного можно сделать вывод, что, в отличие от модельной структуры, описанной в [11], в реальных покрытиях а-С:Н:Б1:Мо могут присутствовать карбидные и силицидные фазы молибдена. Стоит однако заметить, что вопрос об особенностях тонкой атомной структуры покрытий а-С:Н:Б1 является более сложным, поскольку в литературе отсутствуют надежные рентгеновские данные о наличии в них ультрадисперсных включений БЮж, а данные, полученные на основе анализа тем-нопольных электронно-микроскопических изображений (см., например, [12, 13]) и данных фотоэлектронной и ИК-спектроскопии [14, 15], неоднозначно характеризуют структуру покрытий.
2.2. Магнетронные покрытия, легированные хромом
Алмазоподобные покрытия и нанокомпозиты, содержащие хром, были исследованы в [16, 17]. Так, в [16] на основе изучения микроструктуры и трибо-логических свойств электронно-плазменных покрытий с хромом, полученных в углеродосодержащих активных атмосферах, нами было высказано предположение о возможном существовании в них областей «графитоподобного» углерода. В то же время вопросы о его возможной метастабильной структуре и о влиянии состава активной многокомпонентной атмосферы, используемой при синтезе покрытий, на их фазовый состав в этих работах детально не рассматривался. В настоящей работе они изучены на примере содержащих хром и его фазы покрытий, полученных по технологии магнетронного реактивного распыления.
На рис. 2 приведены дифрактограммы исследованных покрытий а-С:Н:Сг:Ы. Для анализа их фазового состава использовали базу данных РОР-2 [18]. Ввиду значительного размытия линий в работе учитывалась возможность наложения друг на друга дифракционных максимумов от различных фаз.
Для покрытий, полученных в атмосфере чистого ацетилена, было установлено наличие в их матрице рентгеноаморфной карбидной фазы со структурой, близкой к Сг23С6 (диффузное гало на дифракто-грамме), и области металлического хрома (относи-
Рис. 2. Дифрактограммы легированных хромом ал-мазоподобных покрытий, полученных при различном содержании ацетилена в смеси ацетилен-азот: 1 - 100/0; 2 - 80/20; 3 - 60/40; 4 - 40/60;
5 - 20/80 об. %
тельно узкий диффузный пик 110Сг). С ростом содержания азота в рабочей атмосфере на рентгенограммах таких покрытий наблюдали перераспределение интенсивности диффузного фона и появление новых диффузных максимумов, свидетельствующих об образовании в них карбидных и нитридных фаз хрома. Установленные данные о фазовом составе покрытий в зависимости от состава активной атмосферы, полученные в том числе с использованием данных КР-спектроскопии [19], приведены в таблице.
Из таблицы видно, что по мере уменьшения содержания ацетилена в активной атмосфере доля аморфной компоненты в исследованных покрытиях снижалась, о чем свидетельствовало уменьшение интенсивности диффузного гало (рис. 2). Также наблюдался рост степени кристалличности структуры покрытий (увеличивались размеры областей когерентного рассеяния (ОКР) и происходило уменьшение ширины дифракционных линий). Кроме того, наблюдался рост долей нитридных фаз хрома в исследованных образцах. Полученные результаты качественно согласовывались с данными определения химического состава покрытий, проведенного нами в [8].
На рис. 3 представлены зависимости интенсивности (/110) дифракционной линии 110Сг и размера ОКР от состава активной атмосферы для исследуемых образцов. Размеры ОКР (Б) рассчитывались по формуле Селякова-Шеррера [8]. Погрешность в определении Б составляла ± 0.5 нм.
Видно, что величина Б составляет от 8 до 15 нм, причем максимальный размер Б наблюдается для покрытия, синтезированного в чистом ацетилене. По мере снижения концентрации ацетилена (увеличения доли азота) в активной атмосфере ширина дифракционной линии 110Сг растет, а Б уменьшается. Наблюдалось также увеличение доли фазы чистого хрома, на что указывал рост величины /110.
Зависимость фазового и химического состава легированных хромом покрытий а-С:Н:Сг:\, полученных магнетронным реактивным распылением, от соотношения объемных долей ацетилена и азота в активной атмосфере
с2н2/ы2 Фазовый состав Концентрация, ат.%
С N Сг
100/0 Сг23С6 + Сг + а-С:Н 80.4 4.3 15.0
80/20 Сг7С3 + Сг + а-С:Н 64.3 8.7 26.9
60/40 Сг7С3 + СгЫ + Сг + а-С:Н 56.1 16.4 27.2
40/60 Сг3С2 + Сг2Ы + Сг + а-С:Н 49.5 17.9 32.1
20/80 Сг3С + Сг2Ы (искаж.) + Сг + а-С:Н + ЫО-островки* 27.4 29.3 42.8
* «МО-островки» — наноалмазная микроостровковая структура.
£), нм /по, отн. ед.
С2Н2, об. %
Рис. 3. Зависимости: 1 — интегральной интенсивности линии 110 хрома и размеров блоков (ОКР) В: 2 — хрома, 3 — карбидных и 4 — нитридных фаз от содержания ацетилена в активной атмосфере при синтезе покрытий
Он продолжался, пока содержание азота в активной атмосфере не достигало порядка 40 об.%. Дальнейший немонотонный ход зависимости интегральной интенсивности дифракционной линии 110Сг от состава атмосферы напыления связан, скорее всего, с конкуренцией образования нитридных и карбидных фаз в покрытиях.
Таким образом, можно заключить, что проведенные рентгенодифракционные исследования подтвердили высказанное нами ранее предположение о возможности образования карбидных и нитридных фаз в этих покрытиях (см. таблицу).
Было также установлено значительное содержание углерода во всех покрытиях (от 60 до 27 ат.%). Аллотропное состояние этого гидроге-низированного углерода было изучено нами методом КР-спектроскопии. Оказалось, что спектры большинства покрытий соответствовали характерным спектрам для неупорядоченной алмазоподобной структуры [20]. Кроме того, покрытия, напыленные в смеси с 20 об.% С2Н2, содержали отдельные микроостровки с наноалмазной структурой [19].
Согласно проведенному выше анализу можно заключить, что полученные реактивным магнетрон-
ным распылением хрома в смеси С2Н2+Ы2 исследованные покрытия действительно являются алма-зоподобными и для них можно ожидать высоких механических и трибологических характеристик.
3. Результаты трибологических испытаний и их обсуждение
3.1. Покрытия, легированные кремнием и кремнием-молибденом
Покрытия, легированные кремнием или кремнием с молибденом, при трении в паре с Б1зЫ4 показали довольно низкую работоспособность и высокий коэффициент трения. Исключение составили покрытия а-С:Н:Б1 на подложках из стали 95Х18, долговечность которых при сухом трении, несмотря на хрупкий характер разрушения [21], была более 6000 циклов и которые были работоспособны при давлениях на контакте до 400 МПа.
Полученные результаты могут быть объяснены существенным микроструктурным различием покрытий, легированных кремнием и кремнием-молибденом. Действительно, как отмечалось выше, в пленках, легированных кремнием-молибденом, наблюдалась структура, характеризуемая присутствием содержащих молибден наноразмерных областей, которые представляли собой включения карбидных или силицидных фаз. В то же время в покрытиях, легированных кремнием, подобные ультрадисперсные области не формируются. Как видно из рис. 1, б, содержание углерода в а-С:Н:БкМо покрытиях примерно вдвое ниже, чем в а-С:Н:Б1. Кроме того, имеющийся в покрытии молибден, по-видимому, дополнительно связывает часть углерода при образовании карбидов. Ввиду этого доля алмазоподобной углеродной фазы в а-С:Н:БкМо будет снижена по сравнению с покрытиями, содержащими только кремний. Именно этим и можно объяснить более низкую работоспособность молибденсодержащих покрытий по сравнению с а-С:Н:Б1. На это указывает также характерный вид продуктов разрушения, наблюдаемый с помощью электронного микроскопа на дорожках трения покрытий, легированных кремнием-молибденом, представленный на рис. 4, а. Проведенный анализ их
Рис. 4. Вид продуктов износа, образующихся при трении покрытий а-С:Н:Б1:Мо на воздухе в паре с нитридом кремния (а) и химический состав (б): 1 — исходной поверхности покрытия; 2 — частиц износа
химического состава показал (рис. 4, б), что в них существенно (по сравнению с самим покрытием) повышено содержание кислорода и снижено содержание углерода, что указывает на образование в ходе трения хлопьевидных частиц с высоким содержанием ЭЮ2 (возможно, в форме силиказолей) и силицидов молибдена, хорошо видных на электронно-микроскопических снимках.
В то же время, как показали наши испытания, в условиях трения со смазкой вазелиновым маслом (при более легком режиме трения) работоспособность всех исследованных покрытий превышала 6000 циклов при средних значениях величины коэффициента трения (/) на уровне 0.1-0.2 (рис. 5).
Таким образом, возможные причины низкой работоспособности в условиях сухого трения покрытий а-С:Н:Б1 и особенно а-С:Н:Б1:Мо, объясняются в первую очередь их фазовым и химическим составом.
3.2. Покрытия, легированные хромом
Проведенные нами микромеханические испытания покрытий, выполненные методом наноинден-тирования, показали [8], что твердость пленок а-С:Н:Сг:Ы составляет от 1000 до 3000 НУ (твердость по Виккерсу) и меняется по закону, близкому к линейному, с ростом отношения объема
/
0.8- т
41
з\ 0.6- 1
■ / ^—
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20
Р, Н
Рис. 5. Зависимость коэффициента трения покрытий от нагрузки: 1 — покрытие а-С:Н:Б1:Мо со смазкой вазелиновым маслом (ВМ); 2 — а-С:Н:Б1 со смазкой ВМ; 3 — а-С:Н:Б1:Мо без смазки; 4 — а-С:Н:Б1 без смазки; 5 — материал подложки (95Х18) без смазки
азота к объему ацетилена в активной атмосфере распыления.
Дальнейшие испытания показали, что трибограм-мы покрытий, легированных хромом, отличаются от трибограмм покрытий, легированных кремнием и кремнием-молибденом, значительно более низкой величиной коэффициента трения и увеличенным числом циклов до разрушения (покрытия сохраняют свою работоспособность в течение всего времени испытания). Обработанные результаты трибологи-ческих испытаний всех исследованных покрытий приведены на рис. 6. Видно, что у покрытий, нанесенных в атмосфере ацетилена, коэффициент трения оказался близок к значениям, полученным для нанокомпозитных покрытий, содержащих нано-структурированный карбид Сг3С2 [16], но при этом изменение величины / с нагрузкой носит немонотонный характер. Действительно, для покрытий, нанесенных в чистом ацетилене, на начальном этапе наблюдается рост коэффициента трения до максимального значения при нагрузке 0.05 Н (рис. 6, а), затем он монотонно снижается до величины порядка 0.15. С увеличением количества азота в активной атмосфере коэффициент трения имеет тенденцию к понижению. При этом для покрытия, полученного в газовой смеси состава 20 об.% ацетилена и 80 об.% азота коэффициент трения остается практически неизменным (около 0.08) во всем диапазоне нагрузок. Небольшое увеличение величины / до 0.12 при Р = 0.2 Н связано, скорее всего, с начинающимся процессом разрушения покрытия.
Результаты оценки работоспособности покрытий а-С:Н:Сг:Ы приведены на рис. 6, б. Для сравнения здесь же показаны данные для материала подложки (сталь ХН35ВТ) и инструментальной стали (ШХ15). Видно, что нанесение покрытий приводит
ЛН
ЛГ, число циклов б
-1-1-1-1-1-
0.10 0.15 0.20
ЛН
Рис. 6. Зависимость величины коэффициента трения / (а) и числа циклов N до момента ее резкого скачка (б) от приложенных нагрузок для покрытий а-С:Н:Сг, полученных в атмосферах с различным соотношением объемов С2Н2/Ы2: 1 — 100/0; 2 — 80/20; 3 — 60/40; 4 — 40/60; 5 — 20/80 об. % и для марок сталей: 6 — ХН35ВТ; 7 — ШХ15
к значительному повышению работоспособности образцов по сравнению с образцами стали без покрытий. Единственным исключением являлось покрытие, полученное в атмосфере напыления с 20 об.% С2Н2. Для него при высокой контактной нагрузке (500 МПа) наблюдалось снижение числа циклов N до уровня, сопоставимого с долговечностью образцов стали ХН35ВТ. В качестве возможного объяснения можно предположить, что это связано с образованием островков с наноалмазной структурой в покрытии, которые при больших нагрузках могут выходить на поверхность (за счет износа) и повреждать ее.
Следует отметить, что в ходе испытаний максимальную работоспособность показали покрытия, наносимые при содержании в активной атмосфере 100 и 60 об.% С2Н2. Их долговечность при трении в условиях тяжелонагруженного несмазанного
контакта примерно вдвое выше, чем долговечность стали ШХ15.
Также было установлено, что вид дорожек трения, наблюдаемых при испытаниях покрытий а-С:Н:Сг, существенно отличается от того, который имеет место для покрытий, легированных кремнием и кремнием-молибденом. Действительно, в случае легированных хромом покрытий наблюдали гладкую поверхность дорожек трения без явных следов износа или поверхностных повреждений. Качественно это хорошо коррелирует с низкой величиной коэффициента трения и достаточно высоким числом циклов до разрушения (рис. 6). Минимальным для исследуемых покрытий коэффициентом трения обладает покрытие, синтезированное в атмосфере с соотношением содержаний С2Н2/Ы2, равным 80/20, причем его долговечность также высока.
Заключение
1. Показано, что характер нанокомпозитной структуры и особенности фазового состава могут оказывать существенное влияние на трибологиче-ское поведение легированных алмазоподобных углеродных покрытий.
2. Рентгенодифракционные исследования показали, что в полученных химическим осаждением из газообразных кремнийорганических прекурсоров покрытиях гидрогенизированного аморфного углерода, легированных кремнием-молибденом, существует нанокомпозитная структура, характеризуемая присутствием содержащих молибден наноразмерных областей. Последние представляют собой включения карбидных или силицидных фаз молибдена. В покрытиях, легированных кремнием, ультрадисперсные включения отсутствуют.
3. Установлено, что легированные кремнием и кремнием-молибденом алмазоподобные покрытия, исследованные в работе, независимо от их структуры, имеют высокий коэффициент трения и небольшую долговечность при высоких контактных давлениях в условиях трении без смазки в паре с керамикой из нитрида кремния. Наблюдаемая тенденция к снижению коэффициента трения с ростом контактного давления дает основание полагать, что при облегченных условиях трения (например, при меньших контактных давлениях и/или при наличии смазки) трибологические характеристики таких покрытий могут быть доведены до приемлемого уровня.
4. Установлено, что структура и свойства легированных хромом алмазоподобных покрытий зависят от состава активной атмосферы (процентного соотношения долей ацетилена и азота в ней). Эти покрытия имеют высокие механические и триболо-гические характеристики, которые улучшаются по мере уменьшения доли ацетилена в составе активной атмосферы за счет образования дополнительно к на-ноструктурированной металлической и карбидной фазе наноразмерных выделений нитрида хрома.
5. Трибологические характеристики легированных хромом алмазоподобных покрытий при одинаковых условиях испытаний существенно выше, чем у легированных кремнием и кремнием-молибденом. Они обладают низким коэффициентом трения и значительно большей долговечностью, что открывает перспективы для их применения в узлах трения, работающих при высоких контактных давлениях.
Авторы выражают благодарность Г. Г. Кирпилен-ко и М. В. Атаманову за нанесение алмазоподобных покрытий, исследованных в работе, и Ю. А. Та-релкину за помощь в проведении трибологических испытаний.
Исследования выполнены при финансовой поддержке РФФИ (проект № 15-08-05264).
Список литературы
1. Donnet C., Erdemir A. // Surf. Coat. Technol. 2004. 180-181. P. 76.
2. Jehn H.A. // Surf. Coat. Technol. 2000. 131, N 1-3. P. 433.
3. Tribology of Diamond-Like Carbon Films. Fundamentals and Applications / Ed. by C. Donnet and A. Erdemir. N.Y., 2008.
4. Семенов А.П. // Трение и износ. 2009. 30, № 1. С. 83. (Semenov A.P. // J. Frict. Wear. 2009. 30, N 1. P. 62.)
5. Хрущов М.М. // Современные технологии модифицирования поверхностей деталей машин / Под ред. Г. В. Москвитина. М., 2013. C. 78.
6. Kirpilenko G.G., Frolov V.D., Zavedeev E.V. et al. // Diamond and Related Materials. 2006. 15. P. 1147.
7. Dmitriev V.K., Inkin V.N., Kirpilenko G.G. et al. // Diamond and Related Materials. 2001. 10, N 3-7. P. 1007.
8. Хрущов М.М., Атаманов М.В., Марченко Е.А. и др. // Изв. РАН. Сер. физ. 2014. 78, № 10. С. 1257. (Khrushchov M.M., Atamanov M.V., Marchenko E.A. et al. // Bull. Russ. Acad. Sci. Phys. 2014. 78, N 10. P. 1007.)
9. Хрущов М.М., Свешников С.В. // Наноинженерия. 2012. № 8. С. 37.
10. Хрущов М.М., Марченко Е.А., Дубравина А.А, Семенов А.П. // Физика, химия и механика трибосистем. Иваново: Изд-во ИвГУ, 2011. Вып. 10. С. 147.
11. Dorfman V.F. // Thin Solid Films. 1992. 212, N 1-2. P. 267.
12. Chen L.-Y., Hong F.C.-N. // Diamond and Related Materials. 2001. 10, N 3-7. P. 1058.
13. Chen L.-Y., Hong F.C.-N. // Appl. Phys. Letters. 2003. 82, N 20. P. 3526.
14. Neerinck D., Persoone P., Sercu M. et al. // Diamond and Related Materials. 1998. 7, N 2-6. P. 468.
15. Randenyia L.K., Bendavid A., Martin P.J. et al. // Diamond and Related Materials. 2009. 18, N 9. P. 1167.
16. Хрущов М.М., Семенов А.П. // Трение и износ. 2013. 34. № 1. С. 72. (Khrushchov M.M., Semenov A.P. // J. Frict. Wear. 2013. 34, N 1. P. 57.)
17. Gassner G., Patscheider J., Mayrhofer P.H. et al. // J. Vac. Sci. Technol. B. 2006. 24, N 4. P. 1837.
18. ICDD PDF2.
19. Хрущов М.М., Марченко Е.А., Левин И.С. и др. // Вестн. науч.-техн. развития. 2014. № 4. С. 24.
20. Robertson J. // Mat. Sci. Eng. R. Reports. 2002. 37. P. 129.
21. Хрущов М.М., Марченко Е.А. // Вестн. Тамбовского ГУ. Сер. Естеств. и техн. науки. 2013. 18. № 4. С. 1813.
The effect of alloying on the structure and peculiarities of tribological behavior of vacuum-deposited diamond-like coatings
I.S. Levin1,2,a, M. M. Khrushchov2, E.A. Marchenko2, V. M. Avdyukhina1
1 Department of Solid State Physics, Faculty of Physics, Lomonosov Moscow State University, Moscow 119991, Russia.
2 Blagonravov Institute of Machine Studies of the Russian Academy of Sciences, Moscow 101990, Russia. E-mail: a is.levin@physics.msu.ru.
In this work, we report the results of a study of the atomic and crystalline structures, phase and chemical compositions and tribological properties of DLC coatings deposited by plasma-assisted (PA) CVD (a-C:H:Si and a-C:H:Si:Mo) and magnetron reactive sputtering (a-C:H:Cr). The a-C:H:Si:Mo coatings revealed the formation of ultra-dispersed inclusions of either molybdenum carbides or silicides, whereas no such inclusions were found in the a-C:H:Si compound. The a-C:H:Cr coatings that were deposited in an acetylene-nitrogen gas mixture exhibited a nanocomposite structure composed of chromium, its carbide and nitride phases. The tribological tests showed that the DLC coatings with silicon and silicon-molybdenum have a high friction coefficient and a low working performance, while the chromium-containing coatings have high levels of their mechanical and tribological characteristics, making them promising materials for operation under high contact pressures.
Keywords: DLC coatings, amorphous carbon, PA PVD, PA CVD, reactive magnetron sputtering, alloying, X-ray diffraction, nanocomposite structure, phase composition, tribological properties. PACS: 68.55.-a, 68.60.Bs, 81.05.uj, 81.07.Bc, 81.15.lj. Received 26 October 2015.
English version: Moscow University Physics Bulletin. 2016. 71, No. 2. Pp. 186-192.
Сведения об авторах
1. Левин Иван Сергеевич — физик; тел.: (495) 939-46-10, e-mail: is.levin@physics.msu.ru.
2. Хрущов Михаил Михайлович — канд. физ.-мат. наук, вед. науч. сотрудник; тел.: (495) 135-43-29, e-mail: michel_x@mail.ru.
3. Марченко Елена Алексеевна — канд. техн. наук, вед. науч. сотрудник; тел.: (495) 135-21-34, e-mail: emar40@mail.ru.
4. Авдюхина Валентина Михайловна — канд. физ.-мат. наук, доцент; тел.: (495) 939-46-10, e-mail: vm_avdyukhina@physics.msu.ru.
