книги / Алюминий и его соединения структурные характеристики, теплофизические, и физико-механические свойства в зависимости от термического состояния, особенности испарения и сварки трени

а

б

Рис. 20. Зависимость физико-механических свойств Ti1-xAlxN покрытия от содержания в нем алюминия (а)

и объемной доли фазы h-Ti3Al2N2 (б)

61

деформации разрушения. Лучшими физико-механическими свойствами (ФМС) обладает Ti1-xAlxN покрытие с х = 0,45.

Все физико-механические свойства Ti1-xAlxN покрытия улучшаются с увеличением объемной доли в ней h-Ti3Al2N2, Ti1-xAlxN покрытие на h-Ti2AlN уступает ей по свойствам.

Основными путями улучшения физико-механических свойств Ti1-xAlxN покрытия при оптимальных технологических условиях формирования является равномерный прогрев подложки и осаждение покрытия при оптимальной начальной температуре покрытия и скорости ее нагрева в процессе осаждения.

Резкий рост содержания Al в двухфазном Ti1–хAlхN покрытии на основе Ti3Al2N2 и h-Ti2AlN фаз до 27 ат.% происходит при повышении объемной доли Ti2AlN фазы до VTi2AlN = 63 %. Однако

данное изменение элементного и фазового состава не вызывает резкого роста физико-механических свойств Ti1–хAlхN покрытия. Максимальным комплексом всех ФМС обладает Ti1–хAlхN покрытие с преобладанием h-Ti2AlN фазы (рис. 21, а) [65]. Наблюдается аналогичная зависимость износостойких и антифрикционных свойств (ИАС) от содержания объемной доли фазы Ti2AlN и Al в Ti1–хAlхN покрытии (рис. 21, б). Комплексом высоких ИАС обладают Ti1–хAlхN покрытия с максимальной объемной долей (105)h-Ti2AlN фазы 95,9 %, содержанием Al = 26,58 ат.%, свободной энергией Еп = 31,6 эВ и Тhkl = 0,8, а также минимальными: размером ОКР = 21 нм и дефектностью поверхности (см. рис. 21, б).

В области более высоких температур Тнач.п=0,161Тпл и

Vнагр.п = 4 К/мин формируются Ti1–хAlхN покрытия с объемной долей основной h-Ti3Al2N2 фазы более 75 %. Фазы h-Ti2AlN и

с-TiN становятся уже дополнительными. С повышением Тнач.п до 0,178 Тпл объемная доля комплексного нитрида h-Ti3Al2N2 достигает Vh-Ti3Al2N2 ≥ 90 %, что сопровождается ростом содержания Al

в покрытии до 26,05 ат. %, степени текстурированности Тhkl до 0,7, изменением типа текстуры поликристаллического Ti1–хAlхN покрытия до (103)+(107)h-Ti3Al2N2 и уменьшением размера ОКР.

63

а

б

Рис. 21. Функциональные свойства Ti1–хAlхN пленок на основе комплексного нитрида Ti2AlN в зависимости от их фазового и элементного состава: а – ФМС; б – ИАС

Установленные изменения в Ti1–хAlхN покрытии сопровождаются постепенным улучшением всех ФМС (рис. 22, а). Незначительное влияние Al оказывает только на стойкость Ti1–хAlхN покрытия к упругой деформации разрушения Н/Е, в связи с тем,

64

что величины Н и E с ростом Al синхронно повышаются. Наиболее оптимальный комплекс ФМС: Н = 36 ГПа; Е = 358 ГПa; We = 76 %; H/E = 0,10; H3/E2 = 1,31 ГПa и высокие адгезионные свойства (Sотп = 0,09·105 мкм2) соответствуют Ti1–хAlхN покрытию с максимальным содержанием в ней Al и h-Ti3Al2N2 фазы, сфор-

мированной при оптимальных ТехП и ТемП: Тнач.п = 0,182Тпл и Vнагр.п = = 6 К/мин. Данный факт объясняется превосходством h-Ti3Al2N2

фазы по полной свободной энергии и, как следствие, бóльшей термической стабильности по сравнению с другими возможными фазами Ti1–хAlхN покрытия и их сочетаниями.

Лучший комплекс ФМС, ИАС соответствует Ti1–хAlхN покрытию с объемной долей основной h-Ti3Al2N2 фазы более 90 % (рис. 22, б). Ti1–хAlхN покрытию данного элементного и фазового состава соответствует минимальный коэффициент трения, минимальная интенсивность износа покрытия и контртела.

Анализ зависимостей, изображенных на рис. 21 и 22, показывает, что лучшим комплексом свойств обладает Ti1–хAlхN покрытие на основе h-Ti3Al2N2 фазы.

С повышением объемной доли основной h-Ti3Al2N2 фазы с максимальной Eп растет термостойкость и способность Ti1–хAlхN покрытия к сохранению ФМС и ИАС.

Низкий модуль Е также является желательным, так как он позволяет заданной нагрузке распределяться на более широкой области. Очень важным обнаружением является тот факт, что Ti1–хAlхN пленок с одинаковой твердостью могут иметь различные значения Еп, легко изменяемые содержанием Al и объемной долей комплексных нитридов. Указанные зависимости делают возможным контроль устойчивости Ti1–хAlхN пленки к пластической деформации, которая пропорциональна отношению H3/E2, и формирование высокоэффективных Ti1–хAlхN пленок с регулируемыми ФМС: микротвердостью Н, модулем Юнга E, упругим восстановлением We. С увеличением содержания Al в Ti1–хAlхN пленок в интервале х = 0,11…0,40 и приближением ее состава к стехиометрическому, повышением объемных долей h-Ti2AlN фазы или h-Ti3Al2N2 фазы (взависимостиотТемПосаждения) всеФМСулучшаются.

65

а

б

Рис. 22. Функциональные свойства Ti1–хAlхN пленок на основе комплексного нитрида Ti3Al2N2 в зависимости от их фазового и элементного состава: а – ФМС, б – ИАС

При отклонении от оптимальных ТехП и ТемП ФМС Ti1–хAlхN пленки ухудшаются: Н уменьшается, Е увеличивается, в итоге ухудшается сопротивляемость пленки к упругой деформацииразрушенияисопротивляемостьпластическойдеформации.

66

При постоянном содержании Al в Ti1–хAlхN пленке, но при повышении в нем соотношения концентраций Al и Тi (CAl/CTi) и уменьшении содержания в нем N2 все трибологические свойства улучшаются. Данный факт по результатам химического анализа объясняется приближением состава Ti1–хAlхN пленки к стехиометрическому. ОптимальноесодержаниеAl вTi1–хAlхN пленке– х = 0,4.

Сравнение значений m, Iпm , IпV , IкV , Vк, f и Мтр показало, что Ti1–хAlхN пленки с наименьшим размером ОКР, большими VTi3Al2N2 и Еп при примерно одинаковой концентрации в них Al по

сравнению с Ti1–хAlхN пленками на основе h-Ti2AlN фазы обладают лучшими трибологическими свойствами (см. рис. 22, б).

Впервые установлена роль концентрации Al и отношения концентраций Al и базового Ti, основных h-Ti2AlN и h-Ti3Al2N2 фаз в формировании их ФМС и трибологических свойств.

Впервые установлено, что при постоянной концентрации Al

вTi1–хAlхN пленках, но при повышении отношения Al к базовому Ti все трибологические свойства улучшаются. Данный факт по результатам химического анализа объясняется приближением

состава Ti1–хAlхN пленки к стехиометрическому.

Критерием выбора строения и состава Ti1–хAlхN пленок с высоким комплексом ФМС и трибологических свойств является размер ОКР, высокая степень текстурированности, концентрация легирующего металла Al и отношения концентраций Al и базового Ti, полная свободная энергия поверхности и объемные доли

основных фаз в Ti1–хAlхN пленках [66–69].

Полученные многофакторные зависимости ФМС и трибологических свойств от концентрации в пленках Al подтвердили, что

всоответствии с разработанными технологиями осаждения

Ti1–хAlхN пленок можно получить многофункциональные пленки с заданным строением, фазовым составом и комплексом ФМС и ИАС, многократно увеличить стойкость технологического инструмента и пар трения при работе с труднообрабатываемыми материалами.

67

Физико-механические свойства и коэффициент трения покрытия Ti1–хAlхN, соответствующие различным стадиям и температурам его нанесения, представлены в табл. 5. Многослойное наноструктурированное Ti1–хAlхN покрытие стехиометрического состава, со столбчатой структурой и равномерно зернистой поверхностной структурой обладает наилучшими физико-механи- ческими свойствами (см. табл. 5, рис. 23).

Данное многослойное покрытие Ti1–хAlхN (см. рис. 17, а, стадия 5*), осажденное при поддержании температурных интервалов испарения катодов Ti и Al, нагрева подложки – ВК8 и осаждения покрытия ниже критических температур их материалов, по сравнению с покрытиями Ti0.43Al0.57N [70], Ti–Al–N [30] и Ti2AlN MAX [71] обладает лучшей стойкостью к растрескиванию и пластической деформации. В случае состава Ti0,43Al0,57N с минимальным коэффициентом трения будет дополнительно снижать температуру в зоне резания и износ материалов инструмента или пары трения [72].

69