В последнее время возрос интерес исследователей к синтезу высокоэнтропийных многоэлементных однофазных покрытий вакуумными методами [3]. Это связано с тем, что такие составы практически невозможно получить обычными методами металлургии. В тоже время, варьируя состав распыляемых катодов или мишеней, можно изменять свойства покрытий в зависимости от их функционального назначения в широких пределах, вплоть до получения сверхтвердых нанокристаллических покрытий.
В настоящей работе исследованы механические свойства многоэлементных покрытий и проведен теоретический анализ полученных результатов.
Материалы и методы исследования
Для нанесения покрытий на сталь 12Х18Н10Т ионно-плазменным методом на установке ННВ-6.6И1 использовались композиционные катоды, полученные методом индукционного плавления. Количественный анализ элементного состава композиционных катодов и покрытий проводился на электронном микроскопе JEOL JSM-5910. Для исследования структуры покрытий в наномасштабе нами использовался атомно-силовой микроскоп (АСМ) NT-206. Измерение микротвердости проводилось с помощью микротвердомера HVS-1000A. Коэффициенты трения определялись на установке, описанной в работе [1].
Исследовались покрытия, полученные распылением катода Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al в среде аргона и покрытия, полученные одновременным распылением катода Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al и титанового катода марки ВТ-1-00 по ГОСТ 1908.
Результаты исследования и их обсуждение
На рис. 1 и 2 показана структура полученных покрытий. В первом случае наблюдается глобулярная структура, а во втором – ячеистая.
Рис. 1. АСМ-изображение покрытия Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al в среде аргона
Рис. 2. АСМ-изображение покрытия Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al-Ti в среде азота
Микротвердость по Виккерсу для покрытия Cr–Mn–Si–Cu–Fe–Al в среде аргона составляет 133,8 HV, а для покрытия Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al-Ti в среде азота – 328,0 HV, т.е возрастает почти в 2,5 раза. В табл. 1 приведены коэффициенты трения исследованных покрытий.
Таблица 1
Коэффициенты трения многоэлементных покрытий
|
Покрытие |
Коэффициент трения |
||
|
Пластина с покрытием |
Алюминиевая пластина |
Медная пластина |
|
|
Cr–Mn–Si–Cu–Fe-Al (нанесенное в среде аргона) |
0,403 |
0,302 |
0,269 |
|
Cr-Mn–Si–Cu-Fe–Al-Ti (нанесенное в среде азота) |
0,431 |
0,344 |
0,243 |
Здесь наблюдается следующая картина: для одноименных пар покрытий коэффициент трения больше, чем для разноименных, а для покрытия Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al-Ti, нанесенного в среде азота он больше, чем для покрытия Cr–Mn–Si–Cu–Fe–Al, нанесенного в среде аргона.
Наблюдаемая глобулярная структура покрытия Cr–Mn–Si–Cu–Fe–Al, нанесенного в среде аргона, описывается моделью, предложенную впервые в работе [6]. Образование ячеистой структуры покрытия Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al-Ti, нанесенного в среде азота оказывается вопросом не столь тривиальным. Образование такой структуры рассмотрено нами в работе [4] и в принципе укладываются во все рассмотренные там модели: концентрационного переохлаждения, связанного с наличием радиального градиента концентрации примеси нитридов титана и хрома; ячеек Бенара, возникновение которых обусловлено наличием вертикального градиента температуры; ячеистой дислокационной структуры, связанной с наличием пластических деформаций в покрытии. Окончательный выбор модели и, соответственно, управляющего параметра пока еще не сделан. Резкое возрастание микротвердости покрытия Cr-Mn-Si-Cu-Fe-Al-Ti, нанесенного в среде азота, связано с образованием нитридных фаз. В основном, это нитриды титана и хрома.
Чтобы проанализировать полученные результаты по трибологическим свойствам полученных покрытий, рассмотрим коэффициенты трения одноименных и разноименных пар металлов (табл. 2 и 3) из работы [2].
Из табл. 2 и 3 видно, что коэффициенты трения разноименных пар ниже, чем для одноименных. Табл. 1 показывает аналогичный результат. Воспользуемся результатом, полученным нами в работе [5]. Для коэффициента трения получено следующее выражение:
(1)
где А – работа (энергия) разрушения при трении (по Боудену), Т – температура, m – химический потенциал металла, 
– среднее число элементарных носителей разрушения (пропорциональное числу контактов или шероховатости), С – постоянная.
Таблица 2
Коэффициенты трения для одноименных пар материалов [2]
|
Комбинации материалов |
Коэффициент трения |
|
|
Алюминий |
Алюминий |
1.05 – 1.35 |
|
Медь |
Медь |
1.0 |
|
Сталь |
Сталь |
0.8 |
|
Хром |
Хром |
0.41 |
|
Никель |
Никель |
0.7–1.1 |
Таблица 3
Коэффициенты трения для разноименных пар материалов [2]
|
Комбинации материалов |
Коэффициент трения |
|
|
Алюминий |
Низкоуглеродистая сталь |
0.61 |
|
Латунь |
Сталь |
0.35 |
|
Медь |
Низкоуглеродистая сталь |
0.53 |
|
Никель |
Низкоуглеродистая сталь |
0.64 |
Для разноименных пар металлов нами получено [5]:
(2)
где Vk –контактная разность потенциалов, пропорциональная разности химических потенциалов контактирующих металлов
Формулы (1) и (2) качественно объясняют полученные нами результаты (табл. 1). Если покрытие будет тверже, то и работа по его разрушению при трении будет больше. Коэффициент трения будет возрастать. Поскольку Vk всегда меньше суммы химических потенциалов компонент покрытия, то коэффициенты трения разноименных пар металлических покрытий всегда будут меньше, чем одноименных.
Увеличение химического потенциала металлического покрытия приводит к уменьшению коэффициента трения (формула (1)), поэтому многоэлементные покрытия будут иметь меньшие коэффициенты трения, чем простые (одноэлементные) покрытия (сравните табл. 1 и 2, 3).
Заключение
Полученные в настоящей работе формулы, позволяют целенаправленно синтезировать покрытия с заданными трибологическими свойствами. Основная проблема состоит в генерации многоэлементных плазменных потоков. В большинстве случаев эта проблема не вызывает принципиальных затруднений.
Работа выполнена по программе МОН РК 055 «Научная и/или научно-техническая деятельность», подпрограмма 101 «Грантовое финансирование научных исследований».