CC BY
122
УДК 538.9
АДГЕЗИОННАЯ ПРОЧНОСТЬ КОМПОЗИТНЫХ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ
ЖЕЛЕЗА
И.М. Трегубов, М.Ю. Смолякова, М.А. Каширин
Проведено исследование адгезионной прочности тонкопленочных нанокомпозитов Feх(Al2O3)1oo-х и ^Со^г^АЩ^и,.*, полученных методом ионно-лучевого напыления, нанесенных на стальные подложки (12Х18Н10Т). Композитные покрытия металл керамика способны обеспечить в одном материале сочетание свойств, которыми обладают металл и керамика по отдельности. В реальных условиях эксплуатации помимо основных прочностных характеристик важную роль играет адгезионная прочность покрытия к защищаемой поверхности. В этой статье подробно описана методика проведения адгезионных испытаний упрочняющих покрытий к металлической поверхности и дано описание механизмов разрушения покрытий в процессе испытаний при различной концентрации металлической фазы в покрытиях. Установлено, что покрытия Feх(Al2O3)100-х и ^е^Со^г^^А^О^т^ с различной концентрацией металлической фазы при царапании истираются, но не отслаиваются, то есть разрушаются по когезионно-му механизму, связанному с пластической деформацией и образованием усталостных трещин в материале покрытия
Ключевые слова: адгезионная прочность, тонкопленочные нанокомпозиты
Введение
Создание защитного покрытия на поверхности готового изделия всегда является эффективным средством повышения износостойкости металлических изделий. Однако не совпадение коэффициентов термического расширения, значительное различие твердости покрытия и основы, а так же слабая в ряде случаев адгезия покрытия к поверхности изделия, работающего в узлах трения, затрудняют внедрение и использование покрытий, как универсального средства защиты и упрочнения. Известно, что наилучшие результаты в области защитных покрытий достигнуты в наноструктурных и композитных покрытиях, но и они не лишены указанных недостатков[1, 2].
Возможным решением известных проблем может стать применение покрытий на основе композитов металл-керамика. Такие покрытия могут обеспечить сочетание в одном материале преимущества, которыми обладают керамика (твердость, прочность, химическая инертность, термостойкость и т.п.) и металлические сплавы (пластичность, упругость, широкий интервал значений температурных коэффициентов линейного расширения, теплопроводность и т.п.) по отдельности. Если исходить из того, что в качестве металлической фазы таких композитов может выступать материал защищаемой поверхности, то в таком случае многие проблемы, сопутствующие использованию напыляемых покрытий, будут решены автоматически. Это показано в работах [4-8], в которых подробно ис-
Трегубов Илья Михайлович - ВГТУ, канд. физ.-мат.
наук, доцент, e-mail: [email protected]
Смолякова Марина Юрьевна - НИУ БелГУ, канд. техн.
наук, младший научный сотрудник,
e-mail: [email protected]
Каширин Максим Александрович - ВГТУ, инженер,
e-mail: [email protected]
следовалась структура и механические (микротвердость, износостойкость) свойства, гранулированных композитов.
Решающим фактором использования покрытия является увеличение ресурса конечного продукта или изделия, а значит в конечном итоге повышение износостойкости. Адгезионная прочность покрытия к защищаемой поверхности является важным параметром, влияющим на износостойкость покрытий. С этой целью и проводилось исследование адгезионной прочности композиционных покрытий Fex(AbO3)ioo-x и (Fe45Co45Zr1o)x(Al2O3)ioo-x к поверхности стали и механизмов разрушения покрытия в зависимости от концентрации металлической фазы.
Методика
Образцы композиционных покрытий Fe-Al2O3, Fe45Co45Zr10-Al2O3 получены методом ионно-лучевого распыления на установке, разработанной и сконструированной доктором физ.-мат. наук Ситниковым А.В. на кафедре ФТТ ВГТУ. Особенности работы установки и получения образцов описаны в работе [3].Образцы напылялись на стальные подложки (12Х18Н10Т) подложки на поверхности которых, в результате процессов самоорганизации, происходило формирование двухфазной структуры. Шероховатость образцов исследовалась на автоматизированном прецизионном контактном профило-метре SURTRONIC 25 по ГОСТ 2789-73. Толщина образцов в каждом напылении контролировалась с помощью интерферометра МИИ-4 и профилометра SURTRONIC 25, составляла 4-8 мкм, в зависимости от времени напыления и состава.
Измерение концентрации химических элементов, входящих в состав сплава, проводилось методом электронно-зондового рентгеноспектрального микроанализа. Измерения проводились на сканирующем рентгеновском микроанализаторе JXA-840 с погрешностью, не превышающей 1,5 % от содержания измеряемого элемента. Определяемый со-
став композиционного материала отражал содержание химического элемента, выраженное в атомных процентах.
Для определения адгезионной/когезионной прочности, стойкости к царапанию, а также для исследования механизма разрушения использовался скретч-тестер REVETEST (CSM Instruments). На поверхность покрытия алмазным сферическим ин-дентором типа "Роквелл С" с радиусом закругления 200 мкм наносили царапины при непрерывно нарастающей нагрузке по схеме, приведенной на рис. 1.
В процессе испытаний осуществлялась регистрация таких физических параметров, как акустическая эмиссии, коэффициент трения и глубина проникновения индентора, величина нормальной нагрузки. Для получения достоверных результатов на поверхность образцов с покрытием наносилось по три царапины.
Испытания проводились при следующих условиях: нагрузка на индентор нарастала от 0,9 до 50 Н, скорость перемещения индентора - 1 мм/мин, длина царапины составила 10 мм, скорость нагру-жения - 6,91 Н/мин, частота дискретности сигнала - 60, акустическая эмиссия - 9. В результате испытаний определялась минимальная (критическая) нагрузка Lc 1, которая обозначает начало проникновения индентора в покрытие; Lc2 - начало появления первой трещины; Lc3 - отслаивание некоторых участков покрытия; Lc4 - пластическое истирание покрытия до подложки.
у Датчик " погружения
Дагчик АЭ
Перемещение образца линейное обратно-поступательное
Рис. 1. Схема испытания на адгезионную прочность
Результаты
Адгезионная прочность покрытий определялась по изменению характера сигнала акустической эмиссии, возникающей при скрайбировании инден-тора Роквелла по исследованной поверхности.
В процессе экспериментов было установлено, что покрытия Feх(Al2O3)100-х и
(Бе45Со452г10)х(М2О3)100-х с различной концентрацией металлической фазы при царапании истираются, но не отслаиваются, то есть разрушаются по коге-зионному механизму, связанному с пластической
деформацией и образованием усталостных трещин в материале покрытия.
На рис. 2 показан пример поверхности композиционных покрытий Feх(Al2O3)100-х, нанесенных на стальные подложки и подвергнутых испытаниям на адгезионную стойкость. В целом процесс разрушения покрытий при скрайбировании алмазным ин-дентором можно разделить на несколько стадий (см. рис. 3). В начале процесса (стадия а) происходит монотонное проникновение индентора в покрытие при этом покрытие оказывает существенное сопротивление проникновению индентора, коэффициент трения немонотонно увеличивается (за счет шероховатости покрытия), сигнал акустической эмиссии сохраняется неизменным. Затем, при увеличении нагрузки (стадия б), уровень амплитуды акустической эмиссии начинает изменяться, незначительно изменяется значение коэффициента трения.
Рис. 2. Фотографии поверхности композиционных покрытий Feх(Al2O3)100-х, нанесенных на стальные подложки и подвергнутых механическому воздействию сферическим контртелом; (а) 80 ат.%Ме 3,89Н; (б) 80 ат.%Ме 6,49Н; (в) 80 ат.%Ме 14,43Н
На стадии в и г (рис. 3) с увеличением нагрузки происходит незначительное увеличение коэффициента трения с образованием сплошных сколов по всему краю царапины (рис. 2в). В дальнейшем с ростом нагрузки, наблюдается катастрофическое разрушение покрытия, связанное с резким увеличе-
нием коэффициента трения и акустической эмиссии (рис. 3, стадия д).
ханизма деформации данных материалов, сформированных на основе исследований микротвердости.
Рис. 3. Результаты адгезионных испытаний системы покрытие Fe82(AЮ)18 - сталь 12Х18НШТ
При исследованиях покрытий
(Бе^Со^г^зХАЮ^да^, нанесенных на металлические подложки и подвергнутых испытаниям на адгезию, было подтверждено предположение, что механизм разрушения покрытия зависит от типа преобладающей фазы (металлической или керамической), то есть от вида матрицы [9, Ш].
В том случае, когда матрицей является керамика (содержание керамики в композите более 50 ат. %), разрушение покрытия является в большей степени когезионным - при деформации начинается разрушение пленки и появляются характерные сколы большой площади по краям траектории движения контртела (рис. 4). Этот механизм обусловлен хрупкостью керамической фазы и сравнительно слабым межфазным взаимодействием в объеме композиционного покрытия.
Увеличение концентрации металлической фазы снижает когезионную составляющую разрушения пленки: на рис. 5 показана начальная стадия разрушения покрытия с высоким содержанием металлической фазы (67 ат. %). Разрушение покрытия с металлической матрицей (концентрация керамики не превышает Ш - 15 ат. %) происходит, по всей видимости, по иному механизму (рис. 6). Сколов на поверхности покрытия не наблюдается, а разрушение носит характер растрескивания, вызванного, по всей видимости, тем, что твердость металлической подложки значительно ниже, чем твердость покрытия. Важно, что нагрузка, при которой получены фотографии, различна. Это отражает тот факт, что чем больше в композитном покрытии металлической фазы, тем более значительное воздействие требуется для начала разрушения пленки.
В первом приближении исследования показывают, что нагрузка, при которой начинают появляться первые трещины на поверхности покрытия, прямо пропорциональна концентрации металлической фазы.
Результаты испытаний композитных покрытий (Бе^Со^г^зХАЮ^да^ на адгезионную прочность подтверждает справедливость предложенного ме-
' ((■ швш
О : 10 1; 20 2; 3 0 3; 40 4; Нагрузка . Н
Рис. 4. Зависимость акустической эмиссии и фотографии поверхности композиционного покрытия ^е45Со452г1аЬ7(АЮ)63, нанесенного на стальную подложку и подвергнутого механическому воздействию сферическим контртелом
О ; 10 1: 2 0 2; 30 3: 4 0 4: Нагрузка, Н
Рис. 5. Зависимость акустической эмиссии и фотографии поверхности композиционного покрытия ^е45Со452г1а)67(АЮ)33, нанесенного на стальную подложку и подвергнутого механическому воздействию сферическим контртелом
/ .....^^
V ЙШЯ
6.43Н / /11 22Н 7 29.6ЭН
[I ; 10 1 20 2; 3 35 40 4
Нагрузка. Н
Рис. 6. Зависимость акустической эмиссии и фотографии поверхности композиционного покрытия ^е45Со452г1а)82(АЮ)18, нанесенного на стальную подложку и подвергнутого механическому воздействию сферическим контртелом
Изменение концентрации композита происходит таким образом, что какая-либо фаза становится непрерывной, что приводит к тому, что при нагрузках материал (композит) начинает деформироваться в соответствии с тем механизмом, который присущ непрерывной фазе.
Если много керамики то, деформация осуществляется растрескиванием. Если же много металла, то деформация развивается, как в объемных металлических материалах [1]. Максимум наблюдается при смене механизмов деформации от меж-
фазных процессов проскальзывания и растрескивания к процессам деформирования объемных металлических материалов [9].
Максимальные значения микротвердости в нанокомпозитах наблюдается в концентрационной области 80-85 ат.% Ме [10], для которой проявляется оптимальная с точки зрения прочности морфология, которая представляет собой слошную металлическую фазу с наличием дискретной фазы керамики. Если исходить из подобных представлений, то испытания адгезионной стойкости являются наглядным тому подтверждением (рис. 6). При такой морфологии обычный механизм пластического деформирования объемного аморфного металлического сплава (скольжение группы атомов вдоль касательного напряжения) блокируется, подобно тому, как блокируется движение дислокаций в нанокристаллических материалах [2]. К тому же при дискретности и металлической и керамической фазы, затрудняется процесс межфазного проскальзывания, а наличие лабиринтоподобной структуры металлической фазы предупреждает растрескивание керамики.
При уменьшении концентрации металлической фазы в нанокомпозитах до значений меньших 45-50 ат. % происходит хрупкое разрушение покрытия при испытаниях на адгезионную стойкость (рис.4), при этом в таком концентрационном диапазоне микротвердость также снижается. По всей видимости, это является следствием изменения морфологии композитов: для низких концентраций металлической фазы основная объемная доля композита приходится на керамику, являющийся более хрупким материалом, нежели металлический сплав. Блокирование развития микротрещин в композитах с низким содержанием металла не происходит, поскольку отсутствует лабиринтоподобная структура металлических наногранул, следовательно, разрушение покрытия идет более активно по сравнению с другим концентрационным диапазоном [10]. Одним из возможных способов релаксации напряжений при механической нагрузке в подобных материалах является процесс проскальзывания гранул по межфазной границе [9] этот процесс инициируется значительно легче при активном зарождение микротрещин в керамической прослойке.
В образцах с высокой концентрацией металлической фазы (более 85 ат. %) происходит резкое снижение твердости [4-8]. В таком материале пластическая деформация при внешних нагрузках не блокируется, потому что керамической фазы настолько мало, что она перестает препятствовать деформированию металлической фазы и развивается точно также как в объемных материалах: при достижении предела текучести начинается максимально интенсивное разрушение покрытия [10].
Выводы
1. Установлено, что покрытия Fe^AbO^iTO^ и ^е45Со452г10)х(А1203)1да-х с различной концентрацией металлической фазы, нанесенные на стальную подложку (12Х18Н10Т), при царапании истираются, но не отслаиваются, то есть разрушаются по когезионному механизму, связанному с пластической деформацией и образованием усталостных трещин в материале покрытия.
2. Доказано, что механизм когезионного разрушения покрытий подтверждает качественную модель деформации в подобных материалах, основанную на исследованиях микротвердости и нанои-дентирования в исследуемых покрытиях.
Литература
1. Малыгин, Г.А. Пластичность и прочность микро-и нанокристаллических материалов [Текст] / Г.А. Малыгин // Физика твердого тела. - 2007. - Т. 49. - Вып. 6. - С. 961-982
2. Левашов, Е.А. Многофункциональные нанострук-турные пленки (Обзор) [Текст] / Е.А.Левашов, Д.В. Штанский // Успехи химии. - 2007. - Т. 76. - №5. - С.501 - 509.
3. Калинин, Ю.Е. Физические свойства нанокомпо-зитов металл-диэлектрик с аморфной структурой [Текст] / Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, О.В. Стогней // Альтернативная энергетика и экология. - 2007. - №10. - С.9-21
4. Трегубов, И.М. Исследование механических свойств наноструктурных покрытий из гранулированного композита Еех(А1203)юо-х [Текст] / И.М. Трегубов, М.А. Каширин, О.В. Стогней // Вестник Воронежского государственного технического университета. - 2012. - Т. 8. -№ 9. - С.83-87.
5. Трегубов, И.М. Упрочняющие покрытия из гранулированного композита Еех(А1203)100.х [Текст] / И.М. Трегубов, О.В. Стогней, М.Ю. Смолюкова, Д.Н. Клименко, М.А. Каширин / Известия высших учебных заведений. Сер. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. - 2013. - №2. - С.37-44.
6. Упрочняющие нанокомпозиционные покрытия (Со45Ее457г10)х(А1203)100.х [Текст] / О.В. Стогней, С.Г. Валюхов, И.М. Трегубов, М.А. Каширин // Альтернативная энергетика и экология. - 2011. -№9 (101). - Вып. 22. -С. 190-194.
7. Влияние концентрации керамической фазы на механические свойства гранулированных нанокомпозитов (Со45Ее457г10)х(А1203)100.х [Текст] / С.Г. Валюхов, М.С. Добрынин, О.В. Стогней, И.М. Трегубов // Вестник Воронежского государственного технического университета. - 2012. - Т. 8. - № 2. - С.60-65.
8. Трегубов И.М. Исследование износостойкости наноструктурных покрытий из гранулированного композита (Со40Ее40В20)х(СаЕ2)100.х [Текст] / И.М. Трегубов, О.В. Стогней // Перспективные материалы. - 2011. -спец. вып. №12. - С. 493-497.
9. Уергек S. А concept for the design of novel super-hard coatings / S. Veprek, S. Reiprich // Thin Solid Films. -1995. - Vol. 268. - P. 64 - 71.
10. Трегубов И.М. Механические свойства наноком-позитных покрытий на основе Fe и Co с различными упрочняющими фазами (А1203, Si02, MgO, CaF2) [Текст]: дис. ... канд. физ.-мат. наук. - Воронеж, 2013, 157 с.
Воронежский государственный технический университет
Белгородский государственный национальный исследовательский университет
THE ADHESION STRENGTH OF THE COMPOSITE COATINGS BASED
IRON
I^. Trеgubоv, Candidate of Physical and Mathematical Sciences, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation, e-mail: [email protected]
M. Yu. Smolyakova, Candidate of Technical Sciences, Belgorod National Research University, Belgorod, Russian Federation, e-mail: [email protected]
M.A. Kashirin, Engineer, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation, e-mail: [email protected]
Has been invistigated the adhesion strength of the composite coating Fex(Al2O3)100_x u (Fe45Co45Zr10)x(Al2O3)100_x, obtained by ion-beam sputtering, supported on steel substrate (12X18H10T). Composite metal-ceramics coating capable of providing the material in one combination of properties possessed by the ceramics and metal individually. In real operating conditions beyond the basic strength properties of the important role played by the adhesive strength of the coating to the surface to be protected. This article describes in detail methods of adhesion test for metallic coatings hardening and surface coatings describes failure mechanisms during tests with different concentrations of the metallic phase in coatings. Established, that coatings Fex(Al2O3)100-x u (Fe45Co45Zr10)x(Al2O3)100_x with different concentrations of the metallic phase in scratching erased, but not peeled, that is destroyed by cohesive mechanism, associated with plastic deformation and formation of fatigue cracks in the coating material Key words: adhesive strength, thin-film nanocomposite
Refere^es
1. Malygin G.A. Plastichnost' i prochnost' mikro- i nanokristallicheskih materialov [Plasticity and strength of micro- and nanostructural materials]. Physics of the Solid State. 2007. V. 49. N. 6. P. 961-982
2. Levashov. E.A., Shtansky D.V. Mnogofunkcional'nye nanostrukturirovannye plenki [Multifunctional nanostructuredtural films (Review)]. Russian Chemical Reviews. 2007. V.76. №5. P. 501 - 509.
3. Kalinin Yu. Fizicheskie svojstva nanokompozitov metall-dijelektrik s amorfnoj strukturoj [The physical properties of the nanocomposite metal-insulator with an amorphous structure] / Y.E. Kalinin, A.V. Sit-nikov, O. Stogney // International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology. 2007. №10. P.9-21
4. Tregubov I.M. Issledovanie mehanicheskih svojstv nanostrukturnyh pokrytij iz granulirovannogo kompozita Fex(Al2O3)i00_x [Mechanical properties of nanostructured coatings of granular composite Fex(Al2O3)i00_x] // I.M. Tregubov, M.A. Kashirin, O.V. Stogney, / Bulletin of Voronezh State Technical University. 2012. Tom.8. №9. P. 83-87.
5. Tregubov I.M. Uprochnjajushhie pokrytija iz granulirovannogo kompozita Fex(Al2O3)100-x [The reinforcing coating of Graninsulated composite Fex(Al2O3)100_x] // I.M. Tregubov, O.V. Stogney, M.Y. Smolyu-kova, D.N. Klimenko, M.A. Kashirin / Proceedings of the higher educational institutions. In powder metallurgy and functional coatings. 2013. №2. P. 37-44.
6. Stogney O.V. Uprochnjajushhie nanokompozicionnye pokrytija (Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100_x [Reinforcing nanocomposite coatings (Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100_x // O.V. Stogney, S.G. Valyuhov, I.M. Tregubov, M.A. Kashirin / International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology №9 (101). 2011 Re.22. P.190-194.
7. Valyuhov S.G. Vlijanie koncentracii keramicheskoj fazy na mehanicheskie svojstva granulirovannyh nanokompozitov (Fe45Co45Zr10)x(Al2O3)100-x [Effect of the ceramic phase concentration on the mechanical properties of granular nanocomposites (Fe45Co45Zr10)x(Al2O3)100_x] // S.G. Valyuhov, M.S. Dobrynin, O.V. Stogney, I.M. Tregubov / Bulletin of Voronezh State Technical University. 2012. V.8. №2. P. 60-65.
8. Tregubov I.M. Issledovanie iznosostojkosti nanostrukturnyh pokrytij iz granulirovannogo kompozita (Co40Fe40B20)x(CaF2)100-x [Study on the wear resistance, nanostructural coatings of granular composite (Co40Fe40B20)x(CaF2)100-x // I.M. Tregubov, O.V. Stogney / Advanced Materials. 2011. Special. Vol. №12. P. 493-497.
9. Veprek S. A concept for the design of novel superhard coatings / S. Veprek, S. Reiprich // Thin Solid Films. 1995. Vol. 268. P. 64 - 71.
10. Tregubov I.M. Mehanicheskie svojstva nanokompozitnyh pokrytij na osnove Fe i Co s razlichnymi uprochnjajushhimi fazami (Al2O3, SiO2, MgO, CaF2) [Mechanical The mechanical properties of nanocomposite coatings based on Fe and Co with different reinforcing phases (Al2O3, SiO2, MgO, CaF2). Thesis for the degree of physical and mathematical sciences, Voronezh, 2013, 157 p.
