Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N.

Впервые с помощью вакуумно-дугового осаждения в ВЧ разряде были получены сверхтвердые наноструктурные покрытия с Н (твердостью) ≥ 55,3 ГПа. Проведен анализ влияния высокотемпературного отжига в вакууме 1180 °С и воздушной среде 800 °С на фазовый состав, структуру и напряженное состояние ионно-плазме...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Дата:	2009
Автори:	Погребняк, А.Д., Соболь, О.В., Береснев, В.М., Турбин, П.В., Толмачева, Г.Н., Махмудов, Н.А., Шипиленко, А.П., Каверин, М.В., Пшик, А.В., Фурсова, Е.В.
Формат:	Стаття
Мова:	Russian
Опубліковано:	Науковий фізико-технологічний центр МОН та НАН України 2009
Назва видання:	Физическая инженерия поверхности
Онлайн доступ:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/101955
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N. / А.Д. Погребняк, О.В. Соболь, В.М. Береснев, П.В. Турбин, Г.Н. Толмачева, Н.А. Махмудов, А.П. Шипиленко, М.В. Каверин, А.В. Пшик, Е.В. Фурсова // Физическая инженерия поверхности. — 2009. — Т. 7, № 4. — С. 374-384. — Бібліогр.: 23 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-101955
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1019552016-06-10T03:03:19Z Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N. Погребняк, А.Д. Соболь, О.В. Береснев, В.М. Турбин, П.В. Толмачева, Г.Н. Махмудов, Н.А. Шипиленко, А.П. Каверин, М.В. Пшик, А.В. Фурсова, Е.В. Впервые с помощью вакуумно-дугового осаждения в ВЧ разряде были получены сверхтвердые наноструктурные покрытия с Н (твердостью) ≥ 55,3 ГПа. Проведен анализ влияния высокотемпературного отжига в вакууме 1180 °С и воздушной среде 800 °С на фазовый состав, структуру и напряженное состояние ионно-плазменных покрытий Zr-Ti-Si-N. Вперше за допомогою вакуумно-дугового осадження у ВЧ розряді були отримані надтверді наноструктурні покриття з Н (твердістю) ≥ 55,3 ГПа. Проведений аналіз впливу високотемпературного відпалювання у вакуумі 1180 °С і повітряному середовищі 800 °С на фазовий склад, структуру і напружений стан іонно-плазмових покриттів Zr-Ti-Si-N. The paper reports results of studies concerning structure, phase composition, and physical-mechanical properties of nanocomposite superhard coatings ZrN and Zr-Ti-Si-N with varying Ti and Si concentrations. The coatings were fabricated using vacuum-arc method, according to a standard scheme, under direct current, and with HF (High Frequency Discharge). Zr target sputtering in nitrogen atmosphere resulted in formation of zirconium nitride coatings. Zr-Ti-Si-N coating had high thermal stability of phase composition and remained structure state under thermal annealing temperatures reached 1180 °С in vacuum and 800 °С in air. 2009 Article Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N. / А.Д. Погребняк, О.В. Соболь, В.М. Береснев, П.В. Турбин, Г.Н. Толмачева, Н.А. Махмудов, А.П. Шипиленко, М.В. Каверин, А.В. Пшик, Е.В. Фурсова // Физическая инженерия поверхности. — 2009. — Т. 7, № 4. — С. 374-384. — Бібліогр.: 23 назв. — рос. 1999-8074 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/101955 ru Физическая инженерия поверхности Науковий фізико-технологічний центр МОН та НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
description	Впервые с помощью вакуумно-дугового осаждения в ВЧ разряде были получены сверхтвердые наноструктурные покрытия с Н (твердостью) ≥ 55,3 ГПа. Проведен анализ влияния высокотемпературного отжига в вакууме 1180 °С и воздушной среде 800 °С на фазовый состав, структуру и напряженное состояние ионно-плазменных покрытий Zr-Ti-Si-N.
format	Article
author	Погребняк, А.Д. Соболь, О.В. Береснев, В.М. Турбин, П.В. Толмачева, Г.Н. Махмудов, Н.А. Шипиленко, А.П. Каверин, М.В. Пшик, А.В. Фурсова, Е.В.
spellingShingle	Погребняк, А.Д. Соболь, О.В. Береснев, В.М. Турбин, П.В. Толмачева, Г.Н. Махмудов, Н.А. Шипиленко, А.П. Каверин, М.В. Пшик, А.В. Фурсова, Е.В. Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N. Физическая инженерия поверхности
author_facet	Погребняк, А.Д. Соболь, О.В. Береснев, В.М. Турбин, П.В. Толмачева, Г.Н. Махмудов, Н.А. Шипиленко, А.П. Каверин, М.В. Пшик, А.В. Фурсова, Е.В.
author_sort	Погребняк, А.Д.
title	Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N.
title_short	Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N.
title_full	Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N.
title_fullStr	Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N.
title_full_unstemmed	Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N.
title_sort	влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов zr-ti-si-n.
publisher	Науковий фізико-технологічний центр МОН та НАН України
publishDate	2009
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/101955
citation_txt	Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N. / А.Д. Погребняк, О.В. Соболь, В.М. Береснев, П.В. Турбин, Г.Н. Толмачева, Н.А. Махмудов, А.П. Шипиленко, М.В. Каверин, А.В. Пшик, Е.В. Фурсова // Физическая инженерия поверхности. — 2009. — Т. 7, № 4. — С. 374-384. — Бібліогр.: 23 назв. — рос.
series	Физическая инженерия поверхности
work_keys_str_mv	AT pogrebnâkad vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT sobolʹov vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT beresnevvm vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT turbinpv vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT tolmačevagn vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT mahmudovna vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT šipilenkoap vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT kaverinmv vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT pšikav vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin AT fursovaev vliâniemehanizmovsegregaciinasmeŝeniegranicrazdelaistabilʹnostʹsverhtverdyhnanokompozitovzrtisin
first_indexed	2025-07-07T11:38:28Z
last_indexed	2025-07-07T11:38:28Z
_version_	1836988035611230208
fulltext	ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4374 ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЗМОВ СЕГРЕГАЦИИ НА СМЕЩЕНИЕ ГРАНИЦ РАЗДЕЛА И СТАБИЛЬНОСТЬ СВЕРХТВЕРДЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ Zr-Ti-Si-N А.Д. Погребняк1,6, О.В. Соболь2, В.М. Береснев3,4, П.В. Турбин4, Г.Н. Толмачева7, Н.А. Махмудов5, А.П. Шипиленко1,6, М.В. Каверин1, А.В. Пшик1, Е.В. Фурсова4 1Сумской государственный университет, Украина 2Национальний технический университет “ХПИ” (Харьков), Украина 3Харьковский национальный университет имени В.Н. Каразина, Украина 4Научный физико-технологический центр МОН и НАН Украины (Харьков), Украина 5Самарканский филиал Ташкентского университета информатики, Узбекистан 6Сумской институт модификации поверхности, Украина 7Национальный научный центр “Харьковский физико-технический институт”, Украина Поступила в редакцию 10.12.2009 Впервые с помощью вакуумно-дугового осаждения в ВЧ разряде были получены сверхтвердые наноструктурные покрытия с Н (твердостью) ≥ 55,3 ГПа. Проведен анализ влияния высоко- температурного отжига в вакууме 1180 °С и воздушной среде 800 °С на фазовый состав, струк- туру и напряженное состояние ионно-плазменных покрытий Zr-Ti-Si-N. Высокотемпературный отжиг при температуре ≥ 1180 °С приводит к усилению сегрегационных процессов, протекаю- щих по спинодальному механизму на границах нанозерен. В результате формируется моду- лированная структура с периодически изменяющейся концентрацией объемных фаз nc-ZrN; nc-(Zr, Ti)N и α-Si3N4. Рассмотрено два режима осаждения покрытий. Определяющим суб- структурные характеристики нанокристаллитов (Zr, Ti)N твердого раствора в температурном интервале 25 ÷ 1180 °С является процесс увеличения размера зерна от 12 до 25 нм, при незна- чительном понижении микродеформации решетки. Ключевые слова: сверхтвердые нанокомпозиты, напряжение сжатия, спинодальная фаза сегрегации. Вперше за допомогою вакуумно-дугового осадження у ВЧ розряді були отримані надтверді наноструктурні покриття з Н (твердістю) ≥ 55,3 ГПа. Проведений аналіз впливу високотемпера- турного відпалювання у вакуумі 1180 °С і повітряному середовищі 800 °С на фазовий склад, структуру і напружений стан іонно-плазмових покриттів Zr-Ti-Si-N. Високотемпературне від- палювання при температурі ≥ 1180 °С призводить до посилення процесів сегрегації, що проті- кають за спінодальним механізмом на межах нанозерен. У результаті формується модульова- на структура з концентрацією об’ємних фаз nc-ZrN, що періодично змінюється; nc-(Zr, Ti)N і α-Si3N4. Розглянуто два режими осадження покриттів. Визначальним для субструктурних харак- теристик нанокристалітів (Zr, Ti)N твердого розчину в температурному інтервалі 25 ÷ 1180 °С є процес збільшення розміру зерна від 12 до 25 нм, при незначному зниженні мікродеформації гратки. Ключові слова: надтверді нанокомпозити, стискаюче напруження, спінодальна фаза сегрегації The paper reports results of studies concerning structure, phase composition, and physical-mechanical properties of nanocomposite superhard coatings ZrN and Zr-Ti-Si-N with varying Ti and Si concentrations. The coatings were fabricated using vacuum-arc method, according to a standard scheme, under direct current, and with HF (High Frequency Discharge). Zr target sputtering in nitrogen atmosphere resulted in formation of zirconium nitride coatings. Zr-Ti-Si-N coating had high thermal stability of phase composition and remained structure state under thermal annealing temperatures reached 1180 °С in vacuum and 800 °С in air. Effect of isochronous annealing on phase composition, structure, and stress state of Zr-Ti-Si-N ion-plasma deposited coatings (nanocomposite coatings) was reported. Vacuum annealing increased sizes of solid solution nanocrystallites from (12 to 15) in as-deposited coatings to 25 nm after annealing temperature reached 1180 °С. One could also find macro- and microrelaxations, which were accompanied by formation of deformation defects, which values reached 15,5 vol.%. Under 530 °С annealing in vacuum or in air, nanocomposite coating hardness increased, demonstrating, however, high spread in values from 29 to 54 GPa (first series of samples). When Ti and Si concentration increased (second series) and three phases nc-ZrN, (Zr, Ti)N-nc, and α-Si3N4 were formed, average hardness increased to 40,8 ± 4 GPa, (second series of samples). Annealing to 500 °С increased hardness and demonstrated lower spread in values H = 48 ± 6 GPa and E = (456 ± 78) GPa. Keywords: superhard nanocomposite, compressive stress, spinodal phase segregation. ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4 375 ВВЕДЕНИЕ Нанокомпозитные покрытия представляют новую генерацию материалов, и они, как пра- вило, состоят минимум из двух фаз нано- кристаллической и/или аморфной структуры. Нанокомпозитные материалы, вследствие малого размера зерен (≤10 нм) из которых они состоят, и более значимой роли граничных зон, окружающих отдельные зерна, демонст- рируют совершенно новые свойства по срав- нению с обычными материалами, размеры зе- рен которых более 100 нм. Идея создания высокопрочных нанокрис- таллических материалов, основанная на представлениях [1 – 3], о подавлении процес- са роста зародышевых трещин, генерации и распространении дислокаций с уменьшением размера кристаллитов до значений единицы (и/или несколько десятков нанометров) в на- стоящее время нашли широкое применение при получении нанокомпозитных покрытий [5]. В результате за последние 15 лет были разработаны сверхтвердые 40 ≤ Н ≥ 80 нано- композитные (нанокристаллические) покры- тия типа nMeN/α-фаза (аморфные фазы Si3N4, BN; TiB2, SiO2, Me-Ti; W; V; Zr; Ta) [4 – 11] и nMeN-нанокристаллические нитриды спла- вов Ti; Zr; C; V; W; Ta; металл-Cu,Y, Ni. Хотя основные принципы подавления рос- та зерна при получении покрытий методом плазмохимического синтеза (PVD) [4 – 6] и магнетронного распыления (MS) [10 – 16] похожи – термодинамически контролируе- мая сегрегация по границам зерен нераство- римых в объеме нанокристаллов компонен- тов элементного состава покрытий, состав зернограничной фазы различен. В [14] эта фаза представляет аморфное соединение фа- зы Si3N4; BN; TiBi; TiSi2; WSi2 с высокой твер- достью и высоким уровнем межатомной свя- зи (Me-N) с атомами кристаллической фазы – это, во-первых, подавляет зернограничное проскальзывание; во-вторых, служит эффек- тивным препятствием распространению тре- щин и дислокаций; в-третьих, предоставляет возможность релаксации внутренних напря- жений по границам нанокристаллитов. Ука- занные факторы согласно [6 – 8] приводят к увеличению прочностных свойств с умень- шением размера зерен нанокристаллитов до 3 ÷5 нм, при отсутствии характерной для на- ноструктурных материалов аномальной зави- симости Холла-Петча [14 – 17]. Максималь- ные значения твердости Н для покрытий это- го типа получены при размерах зерен d ≤10нм и содержании аморфной зернограничной про- слойки во всем объеме покрытия. В материа- лах типа n-MeN/металл зернограничная про- слойка согласно [16 – 19] представляет не- растворимую в нитридах металлическую фазу (Cu, Y, Ni и др.) объемная доля которой менее 7%, а максимальное значение Н = 50 ГПа до- стигается при размерах зерен 20 ÷ 30 нм. Известно также, что уникальные свойства нанокомпозитных покрытий есть следствие из наноструктуры, которая является метаста- бильной. Это означает, что если та температу- ра, при которой было изготовлено покрытие, превышает какое-то пороговое значение Tn, то материал покрытия начинает кристаллизи- роваться. Это приводит к деструкции нано- структуры и формированию новых кристал- лических фаз. Что является причиной по ко- торой нанокомпозитные пленки и покрытия теряют свои уникальные свойства при T > Tn. Проще говоря, температура Tn, при которой наноструктура превращается в кристалли- ческую фазу, определяет термическую стаби- льность данного нанокомпозита. Поэтому жизненно необходимо разрабаты- вать материалы с максимальной термической стабильностью превышающей 1000 °С. Стой- кость к окислению является одним из наибо- лее привлекательных свойств твердых и сверхтвердых 40 ≤ Н ≥ 80 нанокомпозитов (Н – твердость в ГПа). ДЕТАЛИ ЭКСПЕРИМЕНТА Были приготовлены две серии образцов с по- крытиями Zr-Si-N-Ti с разным содержанием Ti и Si. Покрытия были получены вакуумно- дуговым осаждением из цельнолитой мишени Zr-Ti-Si, Zr, Zr-Si. Потенциал смещения по- давался на подложку от ВЧ генератора, кото- рый генерировал импульс затухающих коле- баний с частотой ≤ 1 МГц, длительность каж- дого импульса 60 мс с частотой повторения ~ 10 кГц. Величина отрицательного автосмеще- ния потенциала на подложке, благодаря ВЧ диодному эффекту, составляла 2 ÷ 3 кВ в А.Д. ПОГРЕБНЯК, О.В. СОБОЛЬ, В.М. БЕРЕСНЕВ, П.В. ТУРБИН, Г.Н. ТОЛМАЧЕВА, Н.А. МАХМУДОВ, А.П. ШИПИЛЕНКО, М.В. КАВЕРИН... ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4376 начале импульса (после срабатывания разряд- ника). Покрытия толщиной 3 ÷ 3,8 мкм нано- сились на подложку из поликристаллической стали 3 (0,3 вес.%С, остальное железо) в ди- аметре размером 20 и 30 мм, и толщиной 3 ÷ 5 мм, без дополнительного подогрева под- ложки. В качестве реакционного газа испо- льзовался молекулярный азот. Отжиг прово- дили как в воздушной среде, в печи СНОЛ 8,2/1100 (Харьков, Украина) при темпера- турах Т = 300 °С, 500 °С, 800 °С, так и в ваку- умной печи СНВЭ-1,31/1Б при давлении 5⋅10–4 Па и при Т = 300 °С, 500 °С, 800 °С, 1180 °С. Исследования фазового состава и структурных характеристик проводились на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3М в фильтрованном излучении Cu-Kα с исследо- ванием во вторичном пучке графитового мо- нохроматора. Съемки дифракционных спект- ров осуществлялись в точечном режиме с ша- гом сканирования 2θ = 0,05 ÷ 0,1°. Для изу- чения напряженного состояния покрытий ис- пользовался метод рентгеновской тензомет- рии (α-sin2ψ-метод) и его модификации, при- меняемые к пленкам (покрытиям) с сильной текстурой аксиального типа. Исследование элементного состава проводилось на рентге- нофлюорисцентном спектрометре СПРУТ (АО Укррентген, Украина) с трубкой простре- льного типа и серебряным анодом при воз- буждающем напряжении 40 кВ. Морфология, структура поверхности покрытий и элемент- ный состав анализировались с помощью рас- трового электронного микроскопа (REMMA- 103M) SEM с микроанализом EDS (энерго- дисперсионного рентгеновского спектра) с использованием Si(Li) детектора. Дополни- тельно, для исследования элементного сос- тава и стехиометрии использовался метод обратного рассеивания ионов RBS с энергией 1,35 МэВ ионов 4Не+ с углом рассеяния 170° и разрешением детектора 16 кэВ. Исследова- ние механических характеристик осуществ- лялось методом наноиндентирования при нагрузке 10 мН наноиндентором NANO INDENTER II (MTS System Inc. USA) с алмаз- ной пирамидкой Берковича [20 – 23]. Были приготовлены поперечные шлифы из покры- тия и подложки, анализ структуры и элемент- ный состав которых проводился на растровом ионно-электронном микроскопе Quanta 200 3D. Механические свойства полученных об- разцов определялись методом наноинденти- рования на приборе NANO INDENTER G200, производства MTS Systems USA с использо- ванием алмазной трехгранной пирамидки Берковича с радиусом затопления при вер- шине около 20 нм. Точность измерения глу- бины отпечатка ±0,04 нм. Измерения образ- цов проводились до глубины 100 нм для ис- ключения вклада подложки в измеряемую твердость композиции пленка-подложка, что не превышает 1/10 толщины пленки, с ис- пользованием модуля непрерывного контроля жесткости CSM (continuous stiffness measu- rement). Отпечатки наносились на расстоянии 15 мкм друг от друга, и на каждом образце проводилось по 4 измерения. Образцы крепи- лись на специальный держатель и помеща- лись в наноиндентор за 6 часов до начала ис- пытаний, чтобы стабилизировать температу- ру образца и индентора, так как в силу высо- кой чувствительности прибора отличие в тем- пературе даже на полградуса может привести к значительным погрешностям в полученных результатах. Место нанесения отпечатка вы- биралось с помощью встроенного оптическо- го микроскопа. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ Первая серия. В материале покрытия отно- сительное содержание атомов элементов по данным рентгенофлюоресцентного анализа составляло 55 ÷ 60 ат.% Zr, 30 ÷ 35 ат.% Ti, N ≈ 5 ат.%, и около 10 ат. % Si. В то же время анализ, проведенный с помощью EDS пока- зывает, что концентрация Si меняется, от точ- ки к точке, в пределах от 1,59 до 2 вес.%. Как видно из рентгенодифракционных спектров, полученных в Cu-Kα излучении, выявляемы- ми кристаллическими составляющими в по- крытиях выступают нитрид циркония (ZrN, JC PDS 35-0753) и нитрид титана (TiN, JC PDS 38–1420) (рис. 1). Средний размер крис- таллитов (≈ 25 нм) у TiN составляющей, в то время как размер кристаллитов ZrN гораздо меньший и не превышает 10 нм. Следует отметить, что образование ZrN и TiN кристаллических составляющих при оса- ждении обусловлено высокими значениями в выигрыше свободной энергии, составляю- щие – 87 ккал/моль для ZrN и – 80 ккал/моль ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЗМОВ СЕГРЕГАЦИИ НА СМЕЩЕНИЕ ГРАНИЦ РАЗДЕЛА И СТАБИЛЬНОСТЬ СВЕРХТВЕРДЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ... ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4 377 для TiN [23]. Присутствие Si в покрытии дол- жно приводить к образованию силицидов, ко- торые, однако, не выявляются, по видимому, из-за их высокой дисперсности и слабой от- ражательной способности. Угловая величина разориентации кристаллитов ZrN текстури- рованных с осью [111] в направлении падения пленкообразующих частиц, определяемая по ∆ψ, не превышала 2θ° (0,35 рад), что свидете- льствует об образовании преимущественной ориентации кристаллитов при формировании в растущей пленке с относительно хорошей степенью совершенства. Кристаллиты в пленке находятся под дейс- твием деформации сжатия в плоскости плен- ки, величиной ≈ –1,1%, что соответствует действию сжимающих напряжений в системе “пленка-подложка”, величиной ≈ –3,5 ГПа (табл. 1, 2). Действием напряжений сжатия в плоскости роста пленки, объясняется увели- ченный вдоль нормали к плоскости роста пе- риод ZrN и TiN, определенный при съемке по схеме θ-2θ. При анализе результатов наноиндентиро- вания следует отметить, что приводимое в ра- ботах результирующее значение в случае мно- гоэлементных материалов может быть доста- точно условным. Так, для данного типа покрытий резуль- тирующее значение составляет: твердость 38 ГПа и модуль упругости 293 ГПа. Однако если проанализировать весь массив данных, полученных в результате наноиндентирова- ния, то в отличие от однофазных материалов в исследуемом случае наблюдается сильная неоднородность – участки с твердостью 29 ÷ 30 ГПа, что соответствует твердости нитрида циркония, чередуются с участками, твердость которых превышает 48 ГПа. Сопоставляя с результатами рентгено- структурных исследований последнее значе- ние можно связать с твердостью нитрида ти- тана, достигающей 50 ГПа [23]. Таким обра- зом, большой разброс в данных наноинденти- рования может быть объяснен присутствием в конденсате (покрытии) кристаллитов двух фаз с различной твердостью. Отжиг на воздухе в течение 30 минут при 300 °С и 500 °С не приводит к изменению фазового состава и размеров кристаллитов. При этом происходит релаксация макро- деформации сжатия в образцах до –0,9% и –0,65%, соответственно, при Тотж= 300 °С и 500 °С. Увеличение Тотж до 800 °С на возду- хе приводит к окислению с образованием в Рис. 1. Участки рентгенодифракционных спектров конденсатов системы Zr-Ti-Si-N перед высокотемпера- турными отжигами (1) и после 30 минут отжига в ваку- уме при Тотж= 1180 °С (2) и на воздухе при Тотж= 800 °С (3). Не обозначенные на кривой 3 пики относятся к окислу подложки Fe2O3 (JCPDS 33-0664). Таблица 1 Физико-технологические параметры осаждения Испа- ряемые мате- риалы Покры- тие Ia, A PN, Па UВЧ, V U, V Примечание Zr ZrN 110 0,3 – 200 Стандартная технология Zr ZrN 110 0,3 200 – ВЧ смещение Zr-Si (ZrSi)N 110 0,3 200 – ВЧ смещение Ti-Zr-Si (Ti-Zr- Si)N 110 0,3 200 – ВЧ смещение Примечание: Ia – ток катода в амперах (А), PN – давление атомарного азота (Пa), UВЧ – напряже- ние смещения в высокочастотном разряде, U – напряжение смещения при вакуумно-дуговом разряде. Таблица 2 Структурные характеристики покрытий из нитрида циркония Способ формиро- вания ∆ψ, рад L, нм <ε>, % ε, % σ, ГПа a0, нм ВЧ 0,61 25 0,35 –1,0 –3,25 0,4599 Стандарт- ный 0,47 60 0,75 –1,2 –3,8 0,4582 А.Д. ПОГРЕБНЯК, О.В. СОБОЛЬ, В.М. БЕРЕСНЕВ, П.В. ТУРБИН, Г.Н. ТОЛМАЧЕВА, Н.А. МАХМУДОВ, А.П. ШИПИЛЕНКО, М.В. КАВЕРИН... ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4378 покрытии окислов циркония (ZrO2) и титана (TiO2) и его разрушению. На рис. 2 в качестве сравнения приведены кривые (нагрузки-разгрузки) для системы ZrN с отпечатком твердости 35 ГПа и систе- мы Zr-Ti-Si-N с отпечатком твердости 46 ГПа. Как видно добавка Si и Ti в Zr-Ti-Si-N при- водит к увеличению твердости и модуля упру- гости (см. табл. 3), при этом также увеличи- лась величина упругого восстановления. Вторая серия. Анализ фазового состава конденсатов системы Zr-Ti-Si-N показал, что в исходной после осаждения пленке, основ- ной кристаллической составляющей является твердый раствор (Zr, Ti)N на основе кубичес- кой решетки структурного типа NaCl. Крис- таллиты (Zr, Ti)N твердого раствора находят- ся под действием сжимающих упругих мак- ронапряжений системы “пленка-подложка”. Сжимающие напряжения в плоскости роста пленки определяют развитие деформации сжатия кристаллической решетки, определяе- мой по смещению дифракционных линий при наклонных съемках (“sin2ψ-метод”) и достигающей величины –2,9% (табл. 3). При характерном модуле упругости кон- денсата Е ≈ 400 ГПа и коэффициенте Пуас- сона 0,28 [21], полученная деформация со- ответствует действию напряжений сжатия ве- личиной σtc ≈ –8,5 ГПа. Отметим, что такие достаточно высокие значения напряжений свойственны пленкам нитридов, полученных в условиях действия высокого радиационного фактора при осаждении, способствующего высокой адгезии к материалу основы и разви- тию в жестко-связанной с материалом основы пленке сжимающих напряжений вследствие “atomic peening”-эффекта [19 – 23]. На субструктурном уровне, уравновеши- ваемая в объеме кристаллита микродеформа- ция решетки также достаточно велика и сос- тавляет 1,4%. При сравнительно малом сред- нем размере кристаллитов (L ≈ 15 нм), разви- тие подобной высокой микродеформации свидетельствует о высоком вкладе в этот эф- фект сил изображения. Фазовый состав материала ионно-плаз- менного покрытия при температуре отжига в вакууме ниже 1180 °С остается практически неизменным и соответствующим исходному состоянию. При этом практически неизмен- ным остается средний размер кристаллитов (Zr, Ti)N твердого раствора. Характерным изменением в этом температурном интервале на субструктурном уровне является пониже- ние микродеформации (табл. 3), что свиде- тельствует об уменьшении дефектности ре- шетки в области действия, соответствующей размеру кристаллита. Макродеформация сжатия кристалличес- кой решетки с увеличением температуры от- жига в интервале 25 ÷ 1000 °С частично ре- лаксирует, уменьшаясь практически в три ра- за и достигая при Тотж = 1000 °С величины ε ≈ –1,1%. Следует отметить, что близкое к полученному при отжиге значение ε ≈ –1% достигается при формировании пленки из чи- стого упорядоченного ZrN. Определенный Рис. 2. Кривые “нагрузки и разгрузки” для образцов с покрытием из Zr-N и Zr-Si-N. Таблица 3 Изменение параметров структуры и субструктуры ионно-плазменных покрытий Zr-Ti-Si-N системы при высокотемпературном отжиге в вакууме и воздушной атмосфере Параметры структуры После смещения Тотж= 300 °С, вакуум Тотж= 500 °С, вакуум Тот = 800 °С, вакуум Тотж= 1100 °С, вакуум Тотж= 300 °С, воздух Тотж= 500 °С, воздух а0, нм 0,45520 0,45226 0,45149 0,45120 0,45064 0,45315 0,45195 ε, % –2,93 –2,40 –1,82 –1,01 –1,09 –2,15 –1,55 <ε>, % 1,4 1,0 0,85 0,5 0,8 0,95 0,88 Adef. pack. 0,057 0,085 0,107 0,155 0,150 0,090 0,128 ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЗМОВ СЕГРЕГАЦИИ НА СМЕЩЕНИЕ ГРАНИЦ РАЗДЕЛА И СТАБИЛЬНОСТЬ СВЕРХТВЕРДЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ... ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4 379 для ненапряженного сечения (при sin2ψ0= 0,43) период решетки а0 с увеличением тем- пературы отжига уменьшается (табл. 3). Если такое уменьшение периода можно связать с упорядочением в металлической подрешетке из атомов Zr титановых атомов, имеющих меньший атомный радиус, то уменьшение от 0,4552 нм до 0,4512 нм эквивалентно изме- нению упорядоченного расположения от 8,5 до 19,5 титановых атомов в подрешетке Zr, согласно правила Вегарда [22]. Разнонаправленное смещение дифракци- онных линий от плоскостей при θ-2θ съемке (схема Брэгга-Брентано) может быть объясне- но присутствием дефектов упаковки в ГЦК металлической подрешетке. Концентрация дефектов упаковки может быть оценена пу- тем сравнения положения смещающегося пи- ка (222) и несмещающегося пика (333) [20 – 22]. Средняя концентрация дефектов упа- ковки в решетке (Zr, Ti)N твердого раствора поcле конденсации составляет 5,7%. В резу- льтате отжига концентрация дефектов упа- ковки увеличивается, достигая 15,5% при Тотж= 800°С. Качественное изменение фазового состава наблюдается в конденсатах при вакуумном отжиге с Тотж > 1000 °С. На рис. 3a приведена характерная дифрак- ционная кривая, полученная при 30-минут- ном отжиге в интервале Тотж= 1100 ÷ 1180 °С. Видно, что кроме нитридов (Zr, Ti)N и (Ti, Zr)N, присутствующих и в исходном сос- тоянии, при высокотемпературном отжиге появляются дифракционные пики от плос- костей кристаллитов окислов циркония (ZrO2, JCPDS Powder Diffraction Cards. International Center for Diffraction Data 42- 1164, гексагональная решетка) и титана (TiO, JCPDS 43-1296, кубическая решетка), а также кристаллизовавшейся из исходного амор- фного состояния кристаллитов І-Si3N4 фазы (JCPDS 33-1160, гексагональная решетка). Из дифрактограммы также видно, что в покры- тии формируются как минимум 3 фазы nc-Zr-N; nc-(Zr, Si)N; и α-Si3N4. На рис. 3б представлена гистограмма соотношения фаз из которого следует что на ZrN и (Zr, Si)N при- ходится более половины до 57 объем.%, а для α-Si3N4 около 17 объем.%. На рис. 4а представлено изображение по- верхности покрытия, из которого видно, что в процессе осаждения в покрытии имеются участки с капельной фракцией размером до нескольких мкм. Однако никаких трещин не обнаружено, что говорит о хорошем качестве покрытия. Ниже, на рис. 4б приведены энер- годисперсионные рентгеновские спектры с участков поверхности, показывающие сос- тав покрытия. Из спектра видно, что кон- центрация N ≈ 3,6 вес.%; Si = 0,8 вес.%; Ti = 1,2 вес.%; Zr = 69,4 вес.% (присутствуют примеси Fe и Ni попадающие, по-видимому, от подложки). На рис. 5а представлено изображение се- чения нанокомпозитного покрытия, получен- ного резкой фольги с помощью ионного пуч- ка в электронном растровом микроскопе (пленка Zr-Ti(6 ат.%)-Si-N). Как видно из это- го изображения в структуре не наблюдается колумнарных образований, и отсутствуют по- ры. Покрытие визуально имеет хорошее ка- чество. Микроанализ (EDS), проведенный на сечении этого покрытия с помощью нанопуч- ка электронов показал, что концентрация эле- ментов, составляющих сверхтвердые покры- тия соответствует N ≈ 2,6 ат.%, Si ≈ 1,02 ат.%, б) а) Рис. 3. a) – дифракционная кривая, полученная при 30-минутном отжиге в интервале Тотж= 1100 ÷1180 °С; б) – гистограмма соотношения фаз, для нанокомпозит- ного покрытия Zr-Ti-Si-N (при Ti ≥ 12 вес.%). А.Д. ПОГРЕБНЯК, О.В. СОБОЛЬ, В.М. БЕРЕСНЕВ, П.В. ТУРБИН, Г.Н. ТОЛМАЧЕВА, Н.А. МАХМУДОВ, А.П. ШИПИЛЕНКО, М.В. КАВЕРИН... ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4380 Ti ≈ 12,8 ат.%, Zr ≈ 70 ат.%, Fe ≈ 0,76 ат.% (рис. 5б). Приведенные результаты указывают на то, что N в покрытии достаточно много, что по- зволяет ему участвовать в создании нитридов Zr и Ti или твердого раствора (Zr, Ti)N, Si чуть больше 1,12 вес.%. Однако если учитывать результаты работ Veprek и др. [6 – 8], то кон- центрации Si в районе 6 ÷ 7 ат.% достаточно для образования фаз силиконитридов. Рис. 5. a) – изображение сечения нанокомпозитного покрытия полученного резкой фольги с помощью ион- ного пучка в СЭМ; б) – микроанализ, проведенный на поверхности нанокомпозитного покрытия Zr-Ti-Si-N (вторая серия). б) ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЗМОВ СЕГРЕГАЦИИ НА СМЕЩЕНИЕ ГРАНИЦ РАЗДЕЛА И СТАБИЛЬНОСТЬ СВЕРХТВЕРДЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ... а) б) Рис. 4. а) – изображение поверхности сверхтвер- дого нанокомпозитного покрытия Zr-Ti-Si-N в ис- ходном состоянии после осаждения. б) – микро- анализ, проведенный на поверхности нанокомпо- зитного покрытия Zr-Ti-Si-N (первая серия). а) ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4 381 На рис. 6 представлено изображение энер- гетических спектров обратного рассеяния ионов, измеренного от образцов стали с нане- сенным покрытием из Zr-Ti-Si-N. Из-за того, что в покрытии присутствует большая кон- центрация Zr и Ti, по данным спектрам труд- но определить концентрацию элементов Si и N на фоне Zr и Ti. Определение концентрации элементов Si и N по “выеданию” в спектре RBS дает большую погрешность, чем в опре- делении концентрации Zr и Ti. Но, все же можно сказать, что концентрация Si около 7 ат.%, а N может быть более 15 ат.%. Среднее значение твердости для этого по- крытия составляет НСр = 37 ± 4 ГПа. Отжиг до 500 °С на воздухе приводит к росту твердо- сти до 48 ± 6 ГПа и увеличению модуля уп- ругости до 426 ± 28 ГПа. Таким образом, от- жиг стимулирует сегрегационные процессы и приводит к формированию более стабиль- ной модулированной структуры. Изменения происходят и в макродеформи- рованном состоянии кристаллитов основной фазы конденсата (пленки) – твердого рас- твора (Zr, Ti)N. Деформация сжатия решетки кристаллитов увеличивается, что можно свя- зать с появлением дополнительно новых кри- сталлических составляющих в материале конденсата: окислов и силиконитрида. При этом в самой решетке происходит уменьше- ние периода, что в сравнении с исходным состоянием соответствует увеличению кон- центрации упорядоченных атомов Ti в мет- аллической (Zr/Ti) подрешетке твердого рас- твора от 8,5 до 21 ат. %. Определяющим субструктурные характе- ристики кристаллитов (Zr, Ti)N – твердого раствора в этом температурном интервале является процесс увеличения их размера до среднего значения 25 нм при небольшом по- вышении микродеформации решетки крис- таллитов (табл. 3). В сравнении с вакуумным, отжиг на возду- хе характеризуется понижением температуры фазовой и температурной стабильности до 500 ÷ 600 °С, выше которой наблюдается фор- мирование окислов в конденсате, приводя- щих к его разрушению. Процессы, происходящие в конденсате при температуре отжига в воздухе ниже 600 °С аналогичны процессам при вакуумном отжиге в том же температурном интервале: характерным является уменьшение периода решетки, величины микро- и макродефор- мации, сопровождающееся ростом вероят- ности деформационных дефектов упаковки в металлической подрешетке твердого рас- твора (табл. 3). В отличие от вакуумного отжига при от- жиге в воздушной атмосфере уже при Тотж= 800 °С наблюдается сильное окисление как материала покрытия, так и материала ос- новы в местах разрушения покрытия (рис. 1). При этом происходит полный распад твердых растворов (Zr, Ti)N и (Ti, Zr)N и образование в покрытиях окислов ZrO2 (JCPDS 42-1164) и TiO2 (JCPDS 46-1238). В исследуемом нанокомпозитном по- крытии Zr-Si-N-Ti при концентрации 5 ≤ Ti ≤ 10 ат.%, отжиг приводит к увеличе- нию концентрации Ti в твердом растворе (Zr, Ti)N от 9 до 21 ат.%. Наблюдается форми- рование (кристаллизация) І-Si3N4, из аморф- ной фазы, что и объясняет такой большой раз- брос значений твердости от 36 до 55 ГПа (см. табл. 3 и рис. 7). На рис. 7, для сравнения, представлены кривые нагрузки и разгрузки для (нанокомпозита) Zr-Si-N-Ti с концентра- цией Ti ≥ 12 ат.% после осаждения и после- дующего отжига в вакууме при температуре 550 °С. А.Д. ПОГРЕБНЯК, О.В. СОБОЛЬ, В.М. БЕРЕСНЕВ, П.В. ТУРБИН, Г.Н. ТОЛМАЧЕВА, Н.А. МАХМУДОВ, А.П. ШИПИЛЕНКО, М.В. КАВЕРИН... Рис. 6. Энергетический спектр Резерфордовского об- ратного рассеяния ионов 4Не+ с энергией 1,35 МэВ, измеренный на нанокомпозитном покрытии Zr-Ti-Si-N, стрелками указаны кинематические границы элементов. ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4382 имеется большое количество выделившихся вторых фаз, обнаружены наибольшие пара- метры решетки и размеры зерен. В нашем случае, по-видимому, значительный разброс твердости (для первой серии) связан с этими факторами, т.е. когда мы определяем средний размер зерна около 25 нм (по уширению пи- ков), то реально, если следовать результатам ТЕМ анализа это может быть от 20 до 35 нм. Для второй серии образцов, где средний раз- мер зерен в осажденной сверхтвердой пленке значительно меньше, около 10 ÷ 12 нм, и раз- брос размеров зерен различных фаз незначи- телен, но при этом объемная концентрация Si3N4 такова, что позволяет окружать (обвола- кивать) нанозерна двух фаз ZrN и (Zr, Ti)N с (1 – 2) монослоями. Тогда в этом случае (вто- рой серии покрытий), как показали теорети- ческие работы [6 – 9] и эксперименты прове- денные HRTEM, будет влиять (играть зна- чительную роль) межфазное несоответствие в системе ГЦК-ZrN/ГЦК-SiNx/ГЦК-ZrN и механизм структурных превращений (пере- хода) из метастабильного состояния Si3N4 в стабильное. На рис. 8а, б, в представлены зависимости твердости от глубины вдавливания индентора Берковича (а), кривые “нагрузки-разгрузки” (б) и зависимость модуля упругости от глуби- ны вдавливания индентора (в). Как видно из этих зависимостей, твердость покрытия сос- тавляет около 40 ГПа в исходном состоянии, а значения модуля упругости доходят до 600 ГПа, но с глубиной вдавливания уменьшают- ся и достигают 440 ÷ 450 ГПа. Микроанализ, проведенный с помощью EDS (Quant-1000) показывает изменение Ti и Zr по глубине по- крытия, что касается Si и N, то эти элементы находятся за пределами обнаружения. Однако анализ, проведенный с помощью WDS и EDS (с другим детектором) по плоскости шлифа, показал, что разброс значений N ≈15÷ 17 ат.%, Si ≈ 5,5 ÷ 6,8 ат.%, Ti ≈ 13 ÷ 15 ат.%, Zr ≈ 61,2 ÷ 67,5 ат.%. Толщина покрытия во второй серии сос- тавляет от 3,6 до 4,9 мкм, причем размер ка- пельной фракции достигает в высоту 4,7 мкм. Анализ структуры покрытий на разных мик- роскопах показывает, что полученные покры- тия хорошего качества, в них нет столбчатой структуры и нет трещин и пустот. А капли на поверхности покрытия имеют разный эле- ментный состав Zr или Ti. Как видно из анализа результатов пред- ставленных в табл. 4 и табл. 5 средние значе- ния твердости возросли до 43,5 ± 3,5 ГПа, при Т = 300 °С, а при повышении температуры отжига до 530 °С возрастают до 55,3 ± 5,8 ГПа. Как следует из результатов этой работы, в нанокомпозитном покрытии Zr-Ti-Si-N с концентрацией 5 ≤ Ti ≤ 10 ат. %, неоднород- ность значений твердости связана с неравно- мерностью распределения в покрытии Si, аморфного ±α-Si3N4, силицида титана и цир- кония. В работе А.Д. Коротаева с соавторами [9] было показано с помощью ТЕМ анализа, что при термическом отжиге сверхтвердых по- крытий интенсивность роста структурно-фа- зовых превращений для различных участков покрытий значительно отличается. Там, где ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЗМОВ СЕГРЕГАЦИИ НА СМЕЩЕНИЕ ГРАНИЦ РАЗДЕЛА И СТАБИЛЬНОСТЬ СВЕРХТВЕРДЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ... Таблица 4 Изменение твердости и модуля упругости в нанокомпозитном покрытии до и после отжига (первая серия) Параметры После смещения Тотж = 300 °С воздух Тотж = 530 °С воздух H, ГПа 32,4 38,7 40,8 ± 7,5 (36 ÷ 55) Е, ГПа 333 373 400 ± 83 Таблица 5 Изменение твердости и модуля упругости в нанокомпозитном покрытии до и после отжига (вторая серия) Параметры После смещения Тотж = 300 °С вакуум Тотж = 530 °С вакуум H, ГПа 40,8 ± 2 43,7 ± 4 46,6 ± 6 Е, ГПа 392 ± 26 324 ± 56 456 ± 78 Рис. 7. Кривые “нагрузки и разгрузки” для образца с покрытием из Zr-Ti-Si-N. ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4 383 ВЫВОДЫ Таким образом, уменьшение поступления ак- тивных кислородных атомов из атмосферы отжига при переходе от отжига на воздухе к отжигу в вакуумной атмосфере позволяет повысить стабильность фазового состава конденсата от температурной области 500 ÷ 600 °С до более высокой 1000 °С. Причем, в последнем случае, изменение кристалличес- кого фазового состава, в первую очередь, оп- ределяется кристаллизацией силиконитрида и образованием кристаллитов І-Si3N4 с гекса- гональной решеткой, а также относительно слабо выраженным процессом образования окисла ZrO2, не приводящим к развалу твер- дого раствора (Zr, Ti)N, а лишь увеличиваю- щего удельный вклад в нем титановой сос- тавляющей. Высокая макро- и микродеформация в по- крытии, по-видимому, связанная с “atomic pe- ening”-эффектом, приводящим к неупорядо- ченному распределению имплантированных в конденсат при его росте атомов титана, при отжиге релаксирует. Релаксация сопровожда- ется образованием деформационных дефек- тов упаковки в металлической подрешетке (Zr, Ti)N – твердого раствора и выявляется рентгенографически по сдвигу и уширению дифракционных пиков. Наибольшее содер- жание дефектов упаковки, как проявление сдвига наиболее плотноупакованных в ГЦК подрешетке плоскостей (111) друг относите- льно друга [11], выявляется при вакуумном отжиге с Тотж = 800 ÷ 1100 °С и достигает ве- личины 15,5 %. Изменение режимов осаждения от стан- дартного до ВЧ приводит к изменению на суб- структурном уровне формируемых кристал- литов. При этом твердость конденсатов по- вышается при уменьшении размеров крис- таллитов до 25 нм и понижении микродефор- мации. Конденсаты системы Zr(Ti)-Si-N содержат кристаллиты двух фаз ZrN и TiN. Размер кри- сталлитов у TiN составляет 25 нм, у ZrN – не превышает 10 нм. Присутствие в материале покрытия крис- таллитов разных фаз с отличающейся твер- достью может являться причиной появления большого (более 5%) разброса в данных по твердости, определенной методом наноин- дентирования. А.Д. ПОГРЕБНЯК, О.В. СОБОЛЬ, В.М. БЕРЕСНЕВ, П.В. ТУРБИН, Г.Н. ТОЛМАЧЕВА, Н.А. МАХМУДОВ, А.П. ШИПИЛЕНКО, М.В. КАВЕРИН... а) б) в) Рис. 8. Зависимости твердости от глубины вдавлива- ния индентора Берковича (а), кривые “«нагрузки-раз- грузки” (б) и зависимость модуля упругости от глуби- ны вдавливания индентора (в). ФІП ФИП PSE, 2009, т. 7, № 4, vol. 7, No. 4384 Изменения фазового состава кристалли- тов, в первую очередь, определяются кристал- лизацией силиконитридов (І-Si3N4) c гексаго- нальной решеткой, увеличением содержания Ti в твердом растворе (Zr, Ti)N, а также об- разованием небольшого количества (на по- верхности) ZrO2. Отжиг в вакууме приводит к увеличению размера нанокристаллитов твердого раствора от 12 ÷ 15 нм до 25 нм, уменьшается микродеформация, при этом ее релаксация сопровождается образованием де- формационных дефектов упаковки, дости- гающих величины 15,5%. ЛИТЕРАТУРА 1. Morris D.G. Mechanical behaviour of nanocrys- talline materials//Material science foundation. Trans. tech. publication LVD Switzerland, Germany, UK, USA.– 1998. – Vol. 2. – P. 1-84. 2. Валиев P.3., Александров И.В. Нанострук- турные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. – М.: Логос, 2000. – 271 с. 3. Носкова Н.И., Мулюков А.Р. Субмикрокрис- таллические и нанокристаллические металлы и сплавы. – Екатеринбург: УрО РАН. – 2003. – 278 с. 4. Veprek S. The search for novel, superhard ma- terials//J. Vac. Sci. Technol.– 1999. – A17 (5). – P. 2401-2420. 5. Christiansen S., Albrecht M., Strunk H., Vep- rek S. Microstructure of novel superhard nano- crystalline-amorphous composites as analyzed by high resolution transmission electron micro- scopes//J. Vac. Sci. Technol.– 1998.– В16 (1). – P. 19-22. 6. Veprek S., Haussmann M., Reiprich S. Super- hard nanocrystalline Namorphous Si3N4 compo- site materials//J. Vac. Sci. Technol. – 1996. – A14 (1). – P. 46-51. 7. Veprek S., Reiprich S. A concept for the design of novel superhard coatings//Thin Solid Films. – 1995. – No. 368. – P. 64-71. 8. Veprek S., Nesladek P., Niederhofer A., Glatz F., Milek M., Sima M. Recent progress in superhard nanocrystalline composites: toward their indu- strialization and understanding of the origin of the superhardness//Surf. Coating Technol. – 1998. – No. 108-109. – P. 138-147. 9. Veprek S., Mukharjee S., Karvankova P., Ma- ning H., He J., Moto K., Prohazka J., Argon A.S. Limits to the strength of super- and ultrahard nanocomposite coatings//J. Vac. Sci. Technol. – 2003. – Vol. A 21 (3). – P. 532-544. 10. Musil J. Hard and superhard nanocomposite coatings//Surf. Coat. Technol. – 2000. –No. 125. – P. 322-330. 11. Musil J., Hruby H. Superhard nanocomposite Til1-xAlxN films prepared by magnetron sput- tering//Thin Solid Films. – 2000. – No. – 365. – P. 104-109. 12. Musil J., Polakova H. Hard nanocomposite Zr-Y-N coatings, correlation between hardness and structure//Surf. Coat. Technol. – 2000. – No. 127. – P. 99-106. 13. Musil J., Zeman P., Hruby H., Mayrhofer P.H. ZrN/Cu nanocomposite film – a novel superhard material/Surf. Coat. Technol. – 1999.– No. 120- 121. – P. 179-183. 14. Musil J., Vlcek J. Physical and mechanical pro- perties of hard nanocomposite films prepared by magnetron sputtering//Proc. of 1st Intern. con- gress and radiation physics, high current electro- nics and modification of materials. Tomsk. – 2000. – Vol 3. – P. 393-398. 15. Погребняк А.Д., Шпак А.П., Азаренков Н.А., Береснев В.М. Структура и свойства твердых и сверхтвердых нанокомпозитных покры- тий//УФН. – 2009.– Т. 179, Вып. 1. – С. 35-64. 16. Karvankova P., Prochazka J.//Thin Solid Films. – 2005. – Vol. 476. – P. 1-25. 17. Азаренков Н.А., Береснев В.М., Погреб- няк А.Д. Структура и свойства защитных по- крытий и модифицированных слоев материа- лов. Харьков: Харьковский национальный университет. – 2007. – 560 с. 18. Nanostructured Coating/Eds. A. Gavaleiro, J.T. De Hosson. Berlin: Springer-Verlag. – 2006. – 340 p. 19. Барвинок В.А. Управление напряженным сос- тоянием и свойства плазменных покрытий. – М.: Машиностроение. – 1990. – 384 с. 20. Головин Ю.И. Введение в нанотехнику. М.: Машиностроение. – 2007. – 496 с. 21. Вишняков Я.Д. Современные методы иссле- дования структуры деформированных крис- таллов. – М.: Металлургия. – 1975. – 480 с. 22. Соболь О.В. Процесс наноструктурного упо- рядочения в конденсатах системы W-Ti-B// ФТТ. – 2007. – Т. 49, Вып. 6. – С. 1104-1110. 23. Zhang R.F., Argon A.S., Veprek S. Superhard nanocomposites: Origin of hardness enhance- ment, properties and applications//Phys. Rev. – 2009. – Vol. 79. – 245426. – P. 1-13.  А.Д. Погребняк, О.В. Соболь, В.М. Береснев, П.В. Турбин, Г.Н. Толмачева, Н.А. Махмудов, А.П. Шипиленко, М.В. Каверин, А.В. Пшик, Е.В. Фурсова, 2009 ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЗМОВ СЕГРЕГАЦИИ НА СМЕЩЕНИЕ ГРАНИЦ РАЗДЕЛА И СТАБИЛЬНОСТЬ СВЕРХТВЕРДЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ...

Влияние механизмов сегрегации на смещение границ раздела и стабильность сверхтвердых нанокомпозитов Zr-Ti-Si-N.

Репозитарії

Схожі ресурси