Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения
Показано, что покрытия с квазикристаллической структурой системы Al—Cu—Fe могут быть получены способом электронно-лучевого вакуумного осаждения при температурах подложки 570...870 К. В осажденных таким образом покрытиях иногда обнаруживаются сквозные трещины. Рентгенодифракционным методом установлен...
Saved in:
| Published in: | Современная электрометаллургия |
|---|---|
| Date: | 2014 |
| Main Authors: | , , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2014
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/96811 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения / С.С. Полищук, А.И. Устинов, В.А. Теличко, Г. Моздзен, А. Мерсталлингер, Т.В. Мельниченко // Современная электрометаллургия. — 2014. — № 1 (114). — С. 19-27. — Бібліогр.: 19 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859831211478745088 |
|---|---|
| author | Полищук, С.С. Устинов, А.И. Теличко, В.А. Моздзен, Г. Мерсталлингер, А. Мельниченко, Т.В. |
| author_facet | Полищук, С.С. Устинов, А.И. Теличко, В.А. Моздзен, Г. Мерсталлингер, А. Мельниченко, Т.В. |
| citation_txt | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения / С.С. Полищук, А.И. Устинов, В.А. Теличко, Г. Моздзен, А. Мерсталлингер, Т.В. Мельниченко // Современная электрометаллургия. — 2014. — № 1 (114). — С. 19-27. — Бібліогр.: 19 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Современная электрометаллургия |
| description | Показано, что покрытия с квазикристаллической структурой системы Al—Cu—Fe могут быть получены способом электронно-лучевого вакуумного осаждения при температурах подложки 570...870 К. В осажденных таким образом покрытиях иногда обнаруживаются сквозные трещины. Рентгенодифракционным методом установлено, что остаточные напряжения в бездефектных покрытиях Al—Cu—Fe линейно возрастают с увеличением температуры их осаждения, что связывается с ростом термических напряжений, обусловленных различием в линейных коэффициентах термического расширения (ЛКТР) подложки и покрытия. В случаях, если в процессе охлаждения подложки до комнатной температуры упругие напряжения достигают некоторого критического значения, они приводят к образованию сквозных трещин. Из анализа зависимости уровня остаточных напряжений в покрытии от температуры осаждения был определен ЛКТР (αc = (17,1±1,3)р10⁻⁶/К⁻¹) материала покрытия. Вязкость разрушения покрытия оценили как Г = 15,7±1,1 Джрм⁻². Полученные характеристики покрытия All—Cul—Fe использовали для расчета его критической толщины, при которой сохраняется бездефектная структура поверхности в зависимости от материала подложки и температуры осаждения покрытия. Экспериментальные исследования структуры поверхности покрытий, осажденных при различных значениях температуры на подложки из сталей K600, K890 и K110, показали, что сквозное растрескивание покрытий не зафиксировано в тех случаях, когда их толщина меньше рассчитанной критической.
It is shown that the coatings with a quasi-crystalline structure of Al—Cu—Fe system were produced by the method of electron beam deposition in vacuum at 570...870 K temperatures of substrate. Through cracks are sometimes revealed in coatings deposited by this method. It was found by X-ray diffraction method that the residual stresses in defect-free Al—Cu—Fe coatings are growing with increase in temperature of their deposition that is due to the growth of thermal stresses, caused by the difference in linear coefficients of thermal expansion (LCTE) of substrate and coating. In cases, when elastic stresses reach some critical value in the process of substrate cooling to room temperature, they lead to the formation of through cracks. LCTE (αc = (17.1±1.3)x10⁻⁶/K⁻¹) of coating material was determined from the analysis of dependence of level of residual stresses in coating on deposition temperature. Fracture toughness of coating was evaluated as G = 15.7±1.1. J⋅m⁻². The obtained characteristics of Al—Cu—Fe coating were used for calculation of its critical thickness at which the defect-free structure of surface is retained depending on substrate material and deposition temperature. Experimental studies of structure of surface of coatings, deposited on substrates of steels K600, K890 and K110 at different temperatures, showed that the through cracking of coatings was not observed in those cases when their thickness was less than calculated critical one.
|
| first_indexed | 2025-12-07T15:32:50Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 669.187.826
УСЛОВИЯ ПОЛУЧЕНИЯ БЕЗДЕФЕКТНЫХ
КВАЗИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПОКРЫТИЙ Al—Cu—Fe
СПОСОБОМ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОГО
ВАКУУМНОГО ОСАЖДЕНИЯ
С. С. Полищук1, А. И. Устинов2, В. А. Теличко2,
Г. Моздзен3, А. Мерсталлингер3, Т. В. Мельниченко2
1Институт металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины.
03680, Киев, б-р Академика Вернадского, 36. E-mail: polis7@yandex.ua;
2Институт электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины.
03680, Киев, ул. Боженко, 11, Украина. E-mail: office@paton.kiev.ua.
3Aerospace & Advanced Composites GmbH.
Viktor Kaplan-Strasse 2, 2700 Wiener Neustadt, Austria. E-mail: andreas.merstallinger@aac-research.at.
Показано, что покрытия с квазикристаллической структурой системы Al—Cu—Fe могут быть получены способом
электронно-лучевого вакуумного осаждения при температурах подложки 570...870 К. В осажденных таким образом
покрытиях иногда обнаруживаются сквозные трещины. Рентгенодифракционным методом установлено, что оста-
точные напряжения в бездефектных покрытиях Al—Cu—Fe линейно возрастают с увеличением температуры их
осаждения, что связывается с ростом термических напряжений, обусловленных различием в линейных коэффи-
циентах термического расширения (ЛКТР) подложки и покрытия. В случаях, если в процессе охлаждения подложки
до комнатной температуры упругие напряжения достигают некоторого критического значения, они приводят к
образованию сквозных трещин. Из анализа зависимости уровня остаточных напряжений в покрытии от температуры
осаждения был определен ЛКТР (αc = (17,1±1,3)⋅10—6/К—1) материала покрытия. Вязкость разрушения покрытия
оценили как Г = 15,7±1,1 Дж⋅м—2. Полученные характеристики покрытия Al—Cu—Fe использовали для расчета его
критической толщины, при которой сохраняется бездефектная структура поверхности в зависимости от материала
подложки и температуры осаждения покрытия. Экспериментальные исследования структуры поверхности покрытий,
осажденных при различных значениях температуры на подложки из сталей K600, K890 и K110, показали, что
сквозное растрескивание покрытий не зафиксировано в тех случаях, когда их толщина меньше рассчитанной
критической. Библиогр. 19, табл. 5, ил. 10.
Ключ е вы е с л о в а : квазикристалл; покрытие; электронно-лучевое вакуумное осаждение; трещины; тем-
пература осаждения; термические напряжения в покрытиях; критическая толщина покрытия
Алюминиевые сплавы с квазикристаллической
структурой характеризуются уникальным сочета-
нием таких свойств, как высокие значения твердо-
сти (7...10 ГПа) и модуля упругости (120...
...200 ГПа), относительно низкий коэффициент
трения (по алмазу – 0,07...0,10; по стали – 0,19...
...0,22), низкая теплопроводность (0,8...
...2,0 Вт/(м⋅К)), низкая поверхностная энергия
(28...30 мДж/м2), высокая коррозионная стой-
кость и др. [1]. Такие свойства, а также относитель-
но невысокая стоимость металлов, содержащихся в
этих сплавах, позволяют рассматривать их пер-
спективными при использовании в качестве основы
для нового класса функциональных покрытий (из-
носостойких, термобарьерных, антифрикционных,
антипригарных и т. п.) [2].
Показано, что способ электронно-лучевого
осаждения (ЭЛО) покрытий может обеспечить
формирование квазикристаллической структуры
непосредственно в процессе конденсации паровой
фазы на подложке, находящейся при температуре
570...870 К [3—5]. Если линейный коэффициент
термического расширения (ЛКТР) материала под-
ложки меньше, чем у квазикристаллического спла-
ва Al—Cu—Fe, то при охлаждении системы подлож-
ка—покрытие от температур осаждения до комнат-
© С. С. ПОЛИЩУК, А. И. УСТИНОВ, В. А. ТЕЛИЧКО, Г. МОЗДЗЕН, А. МЕРСТАЛЛИНГЕР,
Т. В. МЕЛЬНИЧЕНКО, 2014
19
ной температуры в покрытии возникнут растяги-
вающие напряжения.
Возникновение остаточных растягивающих на-
пряжений в квазикристаллических покрытиях мо-
жет привести к их растрескиванию [6] и отделению
от подложек [7], что, в конечном итоге, сказывается
на износостойкости и усталостной прочности этих
покрытий. В то же время, с практической точки
зрения, важно, чтобы покрытие выдерживало оста-
точные напряжения без появления трещин или на-
рушения его адгезии с подложкой.
Таким образом, цель данной работы заключает-
ся в определениии условий, необходимых для фор-
мирования бездефектного квазикристаллического
покрытия с хорошей адгезией к подложкам разного
типа. Для решения данной задачи с помощью рен-
тгенодифракционного метода исследовали уровень
остаточных напряжений в осажденных покрытиях
Al—Cu—Fe. Из зависимости термических напряже-
ний в покрытиях от температуры их осаждения оп-
ределили ЛКТР материала покрытия и вязкость его
разрушения. Это дало возможность установить для
заданного материала положки и температуры осаж-
дения покрытий их критическую толщину, ниже
которой трещины в покрытии не образуются. Рас-
считанные значения критической толщины удовлет-
ворительно согласуются с экспериментальными ис-
следованиями структуры поверхности покрытий,
осажденных на подложки из различных мате-
риалов.
Методика получения и исследования покры-
тий. Слитки сплава Al—Cu—Fe различного химичес-
кого состава (табл. 1) диаметром 50 мм и длиной
250 мм получали способом плазменно-дуговой плав-
ки в аргоне. Для изготовления слитков использо-
вали алюминий марки А0, медь М1У и железо тех-
нически чистое (армко-железо).
Покрытия получали при однотигельном элект-
ронно-лучевом стационарном режиме испарения,
при котором в жидкую ванну на торцевой поверх-
ности подается слиток с постоянной скоростью. Для
реализации этой схемы слитки помещали в медный
водоохлаждаемый тигель.
Состав покрытия в условиях стационарного ре-
жима испарения приближается к составу исходного
слитка. Путем использования слитков различного
химического состава варьировали состав осажден-
ных покрытий. Покрытия толщиной от 10 до 70 мкм
получали на подложках из различных сталей
фирмы BOHLER (табл. 2) при температуре от 570
до 870 К при скорости осаждения 50 нм/с. Для
обеспечения хорошей адгезии покрытия и подлож-
ки на ее поверхность предварительно осаждали тон-
кий слой (толщиной 1...2 мкм) никеля.
Химический состав покрытий определяли спо-
собом рентгенофлуоресцентного анализа на уста-
новке X’ Unique II. Распределение химических эле-
ментов по толщине покрытия устанавливали с по-
мощью микроанализатора Energy-200, размещенно-
го на сканирующем электронном микроскопе Cam-
Scan4. Структурные исследования проводили с
использованием рентгеновского дифрактометра
ДРОН-4 в Сu-Kα излучении.
Как показано в работе [8], для измерения мак-
ронапряжений в квазикристаллических материалах
можно использовать рентгенодифракционный ме-
тод sin2 ψ [9]. В предположении биаксиальности
остаточных напряжений в покрытии (σ11 = σ22 = σ||
и σ13 = σ23 = σ12 = 0) деформация в заданном на-
правлении определяется уравнением, приведенным
в работе [10]:
ε(HKL, ψ) = ⎡⎢
⎣
1
2
s2(HKL) sin2 ψ + 2s1(HKL)⎤⎥
⎦
σ||;
s1(hkl) = —
ν(HKL)
E(HKL)
; s2
(hkl)
2
=
1 + ν(HKL)
E(HKL)
,
(1)
где ε – деформация; σ – напряжение; s1 и
1
2
s2 –
дифракционные упругие постоянные; ν(HKL) и
E(HKL) – соответственно коэффициент Пуассона
и модуль Юнга для кристаллографического направ-
ления [HKL]; ψ – угол наклона образца вокруг
оси А—А (рис. 1). В случае изотропного материала
ν(HKL) = ν и E(HKL) = E. Напряжение опреде-
ляли из наклона линейной интерполяции зависимо-
сти ε(HKL, ψ) от sin2 ψ.
В случае квазикристаллического материала на-
пряжение ε(HKL, ψ) вдоль направления [HKL],
Т а б л и ц а 1 . Химический состав слитков сплава
Al—Cu—Fe, мас. %
№ слитка Al Cu Fe
1 66,54 20,18 13,28
2 66,11 16,45 17,44
3 59,74 26,69 13,57
4 62,64 24,35 13,01
Т а б л и ц а 2 . Материалы подложек (средние значения), мас. %
Марка стали С Si Mn Cr Mo Ni V W Co Отечественные аналоги
BOHLER K600 0,45 0,25 0,40 1,30 0,25 4,00 — — — 38ХН3МА
BOHLER K110 1,55 0,25 0,35 11,80 0,80 — 0,95 — — Х12МФ, Х12Ф1
BOHLER K890 0,85 0,55 — 4,35 2,8 — 2,1 2,55 4,5 —
20
рассчитывали из экспериментально определенных
значений параметра решетки квазикристалла a6D в
соответствии с выражением
ε(HKL, ψ) = (a6D(HKL, ψ) — a6D0(HKL))/a6D0(HKL),
где согласно определению, данному в работе [10];
H = h + h′τ; K = k + k′τ; L = l + l′τ, где h, h′, k, k′,
l и l′ – целые числа; τ = (1 + √⎯⎯5 )/2 ; a6D и a6D0 –
параметры решетки квазикристалла соответственно
при наличии и отсутствии напряжений. Параметры
a6D определяли, используя уравнение
a6D =
λ
2 sin θ
√⎯⎯⎯⎯N + Mτ
2(2 + τ)
, где λ – длина волны; θ –
брэгговский угол для (N, M) рефлекса икоса-
эдрической структуры в соответствии с системой
индексации Дж. Кана [10] из расположения реф-
лекса (52,84), что соответствует направлению вдоль
оси симметрии второго порядка квазикристалличес-
кой икосаэдрической структуры.
Следует отметить, что в случае двухфазного
(квазикристаллическая ico- и кубическая β-фазы)
покрытия средние значения напряжения для каж-
дой из фаз 〈σ||〉ico и 〈σ||〉β могут быть определены
следующим образом [11]:
〈σ||〉ico = σ||
m + 〈σ||
pm〉ico; 〈σ||〉β = σ||
m + 〈σ||
pm〉β;
(1 — f)〈σ||
pm〉ico + f〈σ||
pm〉β = 0,
(2)
где σ||
m – макронапряжение (одинаковое в обеих
фазах); 〈σ||
pm〉ico и 〈σ||
pm〉β – псевдомакронапряжение
соответственно в iсо- и β-фазах; f – объемная доля
кубической β-фазы в двухфазном покрытии. Псев-
домакронапряжения [12] возникают вследствие
микроскопической неоднородности зерен в поли-
кристалле, а также разницы коэффициентов терми-
ческого расширения, пределов текучести, упругих
модулей зерен двух фаз. Измерение средних напря-
жений для обеих квазикристаллической и кубичес-
кой фаз позволяет определять значения макронап-
ряжений (возникающих вследствие разницы ЛКТР
подложки и покрытия), а также псевдомакрона-
пряжений (из-за различных ЛКТР и упругих
свойств зерен двух фаз).
Характеристика структуры покрытий. Ти-
пичная микроструктура поперечного сечения по-
крытия Al—Cu—Fe на подложке из нержавеющей
стали представлена на рис. 2, а. Видно, что в пок-
рытии отсутствуют макропоры, а на границе разде-
ла подложка—покрытие – дефекты, обусловлен-
ные отслоением покрытия от подложки.
Pаспределение концентрации элементов вдоль
поперечного сечения покрытий свидетельствует о
том, что оно однородно по толщине (рис. 2, б).
Химический состав покрытий, определенный
методом энергодисперсионной рентгеновской спек-
троскопии, представлен в табл. 3. Рентгеновские
исследования структуры полученных покрытий Al—
Cu—Fe показали, что в зависимости от химического
состава они могут иметь однофазную квазикристал-
лическую ico или гетерогенную структуру, содер-
жащую ico-фазу и кубическую β-фазу (рис. 3).
Оценка объемных долей квазикристаллической фа-
зы и кубической β-фазы в покрытиях Al—Cu—Fe по
данным рентгеновской дифрактометрии приведена
в табл. 3.
При исследовании микроструктуры поверхно-
сти покрытий различной толщины, осажденных на
подложки из разных материалов (марок сталей), ус-
тановлено, что в одних случаях покрытия не содер-
Рис. 1. Схема съемки по методу sin
2
ψ; n – нормаль к поверх-
ности образца; ψ – угол наклона образца вокруг оси А—А
Рис. 2. Микроструктура поперечного сечения покрытия на основе сплава Al—Cu—Fe (а) и распределение алюминия, меди и железа
по толщине h покрытия (б)
21
жат трещин (рис. 4, а), а в других обнаруживается
образование сетки трещин (рис. 4, б). Из рис. 4, б
видно, что трещины равномерно распределены по
всей поверхности покрытия. Детальный анализ
взаимного распределения трещин и других дефек-
тов (застывшие капли, шероховатость и др.) по по-
верхности покрытий свидетельствует об отсутствии
корреляции между ними.
Анализ микроструктуры сечений покрытий, в
которых обнаружены трещины, показал, что они
обычно ориентированы перпендикулярно к интер-
фейсу между подложкой и покрытием и распрост-
раняются поперек покрытия (рис. 5). Кроме того,
ориентация трещин не коррелирует с такими мик-
роструктурными характеристиками, как границы
столбчатых зерен, пустоты и т. п. На этом основа-
нии можно предположить, что образование трещин
является следствием релаксации напряжений, ко-
торые могут образовываться в покрытиях Al—Cu—Fe
как в результате конденсации пара, так и вследствие
различия ЛКТР подложки и покрытия. Поскольку
трещины распространяются только в квазикристал-
лическом слое покрытия и не проникают в проме-
жуточный слой на основе никеля, можно сделать
вывод о том, что промежуточные слои не только
обеспечивают хорошую адгезию подложки и пок-
рытия, но и предотвращают проникновение трещин
из покрытия в подложку. Стойкость промежуточ-
ного слоя против проникновения трещины может
быть связана с реализацией в нем иных механизмов
релаксации напряжений, свойственных пластич-
ным материалам, тогда как материалы с квазикрис-
таллической структурой при температурах ниже
870 К не способны к релаксации напряжений за
счет пластической деформации.
Рис. 3. Рентгенограммы однофазного квазикристаллического
Al—Cu—Fe (а) и двухфазного (ico + β) (б) покрытий; I –
интенсивность
Т а б л и ц а 3 . Свойства покрытий
№ образца Подложка
Температура
подложки Ts,
К
ЛКТР материала
подложки, 1⋅10
6
/K
Химический состав
Фазовый состав,
об. %
Макронапряжение,
MПa
1 K110 570 11,0 Al64,0Cu25,1Fe10,9 100ico 360
2 K110 850 12,0 Al64,0Cu25,1Fe10,9 100ico 600
3 K110 720 11,7 Al60,1Cu25,6Fe14,2 50ico + 50β 555
4 K890 690 11,9 Al57,9Cu28,2Fe13,9 60ico + 40β 390
5 K890 770 12,1 Al56Cu31,2Fe12,8 60ico + 40β 440
6 K890 810 12,2 Al58,1Cu29,2Fe12,7 60ico + 40β 500
7 K600 890 14,5 Al56,0Cu23,4Fe20,6 50ico + 50β 370
Рис. 4. Характерная микроструктура покрытий без (а) и с трещинами (б)
22
Проанализируем условия образования трещин в
результате релаксации упругих напряжений в по-
крытии на основе хрупкого материала.
Условия образования трещин в покрытиях Al—
Cu—Fe. Современные модели механики разрушения
хрупких материалов в виде покрытий основаны на
простом анализе, предложенном еще в 1920-х гг.
Гриффитом для расчета растрескивания хрупких
материалов. В этом подходе предусматривается, что
существование трещин или других дефектов в ма-
териалах играет решающую роль в определении их
прочности. Условие механической стабильности ма-
териала с трещиной по Гриффиту предусматривает,
что его вязкость разрушения Г должна быть выше,
чем скорость высвобождения энергии G при распро-
странении трещины по материалу, т. е. Г > G [6].
Скорость высвобождения энергии G, связанная
со сквозным растрескиванием (энергия, необходи-
мая для процесса растрескивания), определяется
следующим образом [13]:
G =
πσ2h
2E
__
1
g(α, β); E
__
j =
Ej
1 — νj
2 (j = 1,2);
α =
E
__
1 — E
__
2
E
__
1 + E
__
2
; β =
μ1(k2 — 1) — μ2(k1 — 1)
μ1(k2 + 1) — μ2(k1 + 1)
,
(3)
где σ – напряжение в покрытии; h – толщина
покрытия; E1, ν1 и E2, ν2 – соответственно модуль
Юнга и коэффициент Пуассона для материалов по-
крытия и подложки; g(α, β) – безразмерный пара-
метр, зависящий от параметров α и β [13]; μj(j =
= 1,2) – модуль сдвига; kj = 3 — 4νj(j = 1,2). Рас-
трескивание происходит, когда G > Г, где Г – вяз-
кость разрушения или критическая скорость высво-
бождения энергии, необходимая для распростра-
нения трещины в покрытии. Следует отметить, что
Г связана с критическим коэффициентом интенсив-
ности напряжений первой моды деформации мате-
риала покрытия KIC посредством соотношения Г =
= (KIC)
2/E1.
Минимальную толщину покрытия (далее крити-
ческая толщина hc), в котором возможно образо-
вание трещины, можно оценить исходя из соотно-
шения Г ≈ G. Тогда воспользовавшись выражением
(3) критическую толщину покрытия можно оценить
из уравнения
hc =
2ГE
__
1
πσ2g(α, β)
. (4)
Таким образом, определив величины, входящие
в выражение (4), можно рассчитать критическую
толщину, ниже которой в покрытии трещины не
образуются. Для этого необходимо эксперименталь-
но оценить уровень напряжений, возникающих в
покрытии, и вязкость разрушения материала по-
крытия.
Оценка остаточных напряжений в покрытиях.
Для экспериментальной оценки остаточных макро-
напряжений в покрытиях использовали покрытия
толщиной 10...30 мкм, в которых не отмечалось рас-
трескивание. В работе применяли следующие зна-
чения модуля упругости для квазикристаллической
и кубической фаз покрытий Al—Cu—Fe, ранее опре-
деленные с помощью наноидентирования: Eico =
= 171±2 ГПa; Eβ = 162±4 ГПa [14]. Следует заме-
тить, что значение модуля упругости для квази-
кристаллических покрытий почти совпадает с тако-
вым у массивного квазикристаллического материа-
ла, определенного резонансным методом E =
= 168 ГПa [15]. Мы также использовали коэффи-
циент Пуассона для квазикристаллической фазы,
определенный в работе [15]: νiсo = 0,232. Для куби-
ческой фазы предполагали νβ = 0,3.
В случае гетерофазных покрытий макронапря-
жения определяли из положений пиков (52,84) и
(211) соответственно для квазикристаллической и
кубической фаз. На рис. 6 представлены зависимо-
сти (a6D — a6D0)/а6Do и (d — d0)/d0 от sin
2 ψ соответ-
ственно для квазикристаллической ico-фазы и куби-
ческой β-фазы в двухфазном покрытии Al—Cu—Fe.
Квазикристаллическая и кубическая фазы в данном
Рис. 5. Микроструктура поперечного сечения покрытия Al—Cu—Fe,
осажденного на стальную подложку K890; стрелки показывают
трещину, распространяющуюся вдоль интерфейса А и никеле-
вый промежуточный слой Б толщиной 1 мкм
Рис. 6. Зависимости (a6D — a6D0)/a6D0 и (d — d0)/d0 от sin
2
ψ
соответственно для квазикристаллической ico-фазы и кубичес-
кой β-фазы в покрытии Al—Cu—Fe
23
покрытии составляют приблизительно одинаковую
объемную долю – 50 % (образец 3, табл. 3). Видно,
что обе зависимости могут быть интерполированы
линейной функцией с хорошим корреляционным
фактором. Средние значения напряжений для
обеих фаз, рассчитанные с использованием уравне-
ния (1), показаны на рис. 6. Значения средних на-
пряжений для квазикристаллической σico и кубичес-
кой σβ фаз близки – соответственно (576±50) и
(536±50) МПа. Это может быть обусловлено тем,
что квазикристаллическая и кубическая фазы
имеют близкие значения ЛКТР. Возникающие в
обеих фазах микронапряжения (псевдомакрона-
пряжения), в основном связанные с микроскопичес-
кой неоднородностью зерен, разницей в пределах
текучести зерен квазикристаллической и кубичес-
кой фаз, имеют относительно небольшое значение
(±20 МПа). Уровень макронапряжений в двухфаз-
ных покрытиях вычисляли с помощью системы
уравнений (2). В тех случаях, когда из-за острой
текстуры кубической β-фазы при некоторых поло-
жениях угла ψ пик (211) имел недостаточную ин-
тенсивность, оценку макронапряжений σ||
m произво-
дили в предположении σ||
m ≅ σ||
ico.
На рис. 7 представлены зависимости (a6D —
a6D0)/a6D0 от sin
2 ψ для однофазного квазикрис-
таллического покрытия, осажденного на стальную
подложку из стали К110, нагретую до различных
значений температуры. Видно, что уровень макро-
напряжений в покрытии зависит от температуры
подложки.
В табл. 3 представлены результаты измерения
остаточных напряжений в покрытиях Al—Cu—Fe,
осажденных на различные подложки (стали марок
K110, K890, K600). Уровень макронапряжений в
покрытии зависит как от температуры, так и от
ЛКТР материала подложки.
Оценка ЛКТР покрытия. Общее напряжение в
вакуумных покрытиях состоит из термических и
внутренних напряжений. Термическое напряжение
обусловлено разницей в значениях ЛКТР материа-
лов покрытия и подложки. Внутреннее напряжение
возникает вследствие аккумулирующего эффекта
кристаллографических дефектов, которые встраи-
ваются в покрытие в процессе его осаждения. Таким
образом, общее напряжение в покрытии может быть
представлено следующим образом:
σ = σi + σth = σi + (αc — αs)ΔT
Ec
1 — νc
, (5)
где σi – внутреннее напряжение в покрытии; σth –
термическое напряжение; αc, Ec, νc – соответствен-
но ЛКТР, модуль Юнга и коэффициент Пуассона
для материала покрытия; αs – ЛКТР материала
подложки; ΔT – разность между температурой
осаждения и комнатной температурой.
Внутренние напряжения σi сильно зависят от
условий осаждения и, в частности, от параметра
T/Tm (Т – температура подложки; Tm – темпе-
ратура плавления материала покрытия). В данном
исследовании проанализированы покрытия, осаж-
денные при значениях температуры подложки в
диапазоне от 570 до 870 К, что соответствует диапа-
зону соотношения T/Tm от 0,50 до 0,77 (темпера-
тура плавления икосаэдрической фазы в системе
Al—Cu—Fe, Tm ≅ 1140 K [16]). Считается, что при
Рис. 7. Зависимость (a6D — a6D0)/a6D0 от sin
2
ψ, построенная из положений рефлекса (52,84) квазикристаллической фазы покрытия
Al—Cu—Fe, осажденного на стальную (сталь К110) подложку
Рис. 8. Зависимость
⎛
⎜
⎝
σ + αs
Ec
1 — νc
ΔT
⎞
⎟
⎠
от разности температур
осаждения и комнатной ΔT, линейная интерполяция которой
позволяет определить ЛКТР αc = (17,1±1,3)⋅10
—6
K
—1
24
температурах подложки, соответствующих T/Tm >
> 0,2, внутренние напряжения, возникающие в
процессе роста покрытия, релаксируют вследствие
явлений возврата и рекристаллизации [17]. Таким
образом, мы можем пренебречь значением внутрен-
них напряжений σi в выражении (5) вследствие про-
цессов возврата и рекристаллизации в покрытиях.
На рис. 8 представлена зависимость величины
⎛
⎜
⎝
σ + αs
Ec
1 — νc
ΔT
⎞
⎟
⎠
от разности температуры осаж-
дения и комнатной температуры ΔT. Линейная ап-
проксимация данной зависимости дает следующие
значения ЛКТР: αc = (17,1±1,3)⋅10—6 K—1.
Оценка вязкости разрушения покрытий. Для
оценки вязкости разрушения квазикристалличес-
ких покрытий воспользуемся соотношением Г ≈ G,
которое выполняется при условии h ≈ hc. В случае
квазикристаллического покрытия на стальной под-
ложке подстановка E1 = 168 ГПа, ν1 = 0,232, μ1 =
= 68 ГПа [14] и E2 = 210 ГПа, ν2 = 0,29, μ1 = 79,3 ГПa
в выражение (3) дает α ≈ —0,1 и β ≈ —0,06, что
соответствует значению безразмерного параметра
g(α, β) = 1,184 [13].
Тогда вязкость разрушения покрытия при дан-
ной критической толщине с учетом выражения (4)
определяется соотношением:
Рис. 9. Поверхность покрытия Al—Cu—Fe, осажденного на стальную подложку (сталь К110), при температуре 600 (a); 620 (б);
720 (в); 870 К (г)
Т а б л и ц а 4 . Оценка вязкости разрушения в покрытиях
Al—Cu—Fe различной толщины
Толщина,
мкм
Температура
подложки Tsc, К
Термические
напряжения σ,
MПa
Вязкость
разрушения K1c,
MПa√⎯⎯м
10,0 600...620 375...400 1,57...1,68
8,5 620...650 430...465 1,67...1,79
Примечание. Здесь Tsc – температура, при которой в по-
крытии после остывания появляются трещины; σ – терми-
ческие напряжения, соответствующие Tsc.
Рис. 10. Зависимость критической толщины покрытия от темпе-
ратуры осаждения, рассчитанной для подложек с ЛКТР: 1 –
αc = (12,1±1,3)⋅10
—6
K
—1
, сталь К110; 2 – αc = (15±1,3)⋅10
—6
K
—1
,
сталь Ст30
25
Г = 1,859((αc — αs)ΔT)2Echc
1 + νc
1 — νc
. (6)
Для определения критической толщины пок-
рытия на подложку из стали К110, вдоль которой
создали градиент температур от 570 до 870 К,
осадили покрытие толщиной 10 мкм. На рис. 9.
представлены поверхности покрытий Al—Cu—Fe,
осажденных при различных температурах под-
ложки. Видно, что трещины в покрытии появляют-
ся при его осаждении на подложку при температуре
Ts между 600 и 620 К, что соответствует терми-
ческим напряжениям в диапазоне от 375 до
400 МПа.
Из рис. 9 следует, что с повышением темпера-
туры осаждения уменьшается расстояние между
трещинами (рис. 8, в, г), что, как показано в рабо-
тах [6, 18]; также связано с увеличением уровня
напряжений в этих покрытиях.
С помощью соотношения (6) вязкость разруше-
ния покрытия Al—Cu—Fe может быть оценена, как
14,7...16,8 Дж⋅м—2 или в терминах критического ко-
эффициента интенсивности напряжений 1-ой моды
деформации K1c как 1,57...1,68 MПa⋅м1/2. Резуль-
таты аналогичного эксперимента с покрытием Al—
Cu—Fe толщиной 8,5 мкм представлены в табл. 4.
Следует отметить, что полученная величина K1c до-
статочно близка к вязкости разрушения массивных
образцов Al63Cu25Fe12 с квазикристаллической
структурой (K1c = 1,64 МПа√⎯⎯м) [19].
Определение условия для получения бездефек-
тных квазикристаллических покрытий. С учетом
полученных значений вязкости разрушения квази-
кристаллического покрытия его ЛКТР и модуля уп-
ругости были рассчитаны критические значения
толщины покрытий, осажденных при температурах
от 520 до 920 К на подложки из сталей с различными
значениями ЛКТР (рис. 10). Как следует из ри-
сунка, критическая толщина покрытия монотонно
убывает с ростом температуры осаждения. Посколь-
ку значения ЛКТР сталей изменяются в диапазоне
от 11⋅10—6 (сталь К110) до 15⋅10—6 (сталь 30), диапа-
зон изменения критической толщины покрытия мо-
жет варьироваться, например при температуре
осаждения 770 К, от 20 до 5 мкм.
Для экспериментальной проверки методики оп-
ределения условий получения бездефектного квази-
кристаллического покрытия в работе были проана-
лизированы микроструктуры поверхностей покры-
тий Al—Cu—Fe, осажденных при различных темпе-
ратурах на подложки из различных сталей. В
табл. 5 представлены данные об условиях получе-
ния покрытий, рассчитанные значения критической
толщины и результаты анализа трещин на поверх-
ности покрытий. Во всех образцах при толщине
покрытия, превышающей критическое значение,
зафиксировано существенное растрескивание на по-
верхности, а если толщина покрытия меньше крити-
ческой, – растрескивание не происходит.
Выводы
1. Показано, что термические напряжения вносят
основной вклад в общие остаточные макронапряже-
ния в покрытиях Al—Cu—Fe, содержащих квази-
кристаллическую фазу.
2. Из температурной зависимости остаточных
напряжений в относительно тонких покрытиях Al—
Cu—Fe, где релаксация напряжений вследствие мик-
рорастрескивания мала, ЛКТР материала покрытия
может быть оценен как αc = (17,1±1,3)⋅10—6 К—1.
3. Показано, что основным механизмом релак-
сации напряжений в покрытиях Al—Cu—Fe является
сквозное растрескивание. Оценка критического
коэффициента интенсивности напряжений K1с ма-
Т а б л и ц а 5 . Сравнение рассчитанного значения критической толщины покрытий с результатами исследования поверх-
ности
Покрытие Подложка Подслой, мкм Ts, К
Толщина,
мкм
Критическая
толщина
Фазовый состав Наличие трещин
EWI_008 K600 Нет 910 52 19 100 % ico Трещины
EWI_009 K600 » 890 53 20 50/50 ico/β »
EWI_010 K600 » 890 43 20 20/80 ico/β »
EWI_007 K600 » 870 9 21 20/80 ico/β Крайне редкие трещины
EWI_011 K600 » 870 10 21 30/70 ico/β »
EWI_014 K890 1,5 Ni 900 50 6 60/40 ico/β Тещины
EWI_020 K890 Нет 830 6,5 8 60/40 ico/β Редкие трещины
EWI_027 K110 2 Ni 790 25 8 60/40 ico/β Трещины
EWI_030 K110 1,5 Ni
2,5 Cu
750 31 9 60/40 ico/β »
EWI_031 K110 2 Cu 720 36 10 70/30 ico/β »
EWI_032 K110 2 Ni 720 38 10 70/30 ico/β »
26
териала покрытия показала, что это значение нахо-
дится на уровне (1,6±0,1) МПа⋅м1/2.
4. На основе экспериментально полученных зна-
чений ЛКТР и критического коэффициента ин-
тенсивности напряжений в квазикристаллических
покрытиях Al—Cu—Fe определены значения их кри-
тической толщины в зависимости от ЛКТР под-
ложки и температуры осаждения, выше которой
становится вероятным их сквозное растрескивание.
5. Анализ поверхностей квазикристаллических
покрытий, осажденных при различных температу-
рах на подложки из разных материалов (сплав K10,
сталь K600, K890 и K110), показал, что интенсивное
растрескивание покрытия зафиксировано в случае,
когда толщина покрытия становится больше соот-
ветствующей критической толщины.
Работа выполнена по проекту № 214407 FP7-
NMP-2007-SMALL-1 7-й рамочной программы ЕС.
1. Sordelet D. J., Dubois J. M. Quasicrystals: perspectives
and potential applications // MRS Bulletin. – 1997. –
22. – P. 34—37.
2. Sordelet D. J., Kim J.S., Besser M.F. Dry sliding of poly-
grained quasicrystalline and crystalline Al—Cu—Fe alloys //
MRS Proceedings. – 1999. – 553. – Р. 459—470.
3. Ustinov A. I., Movchan B. A., Polishchuk S. S. Formation
of nanoquasicrystalline Al—Cu—Fe coatings at electron beam
physical vapour deposition // Scripta Materialia. –
2004. – 50, № 4. – P. 533—537.
4. Ustinov A. I., Polishchuk S. S. Peculiarities of the structu-
re and properties of quasicrystalline Al—Cu—Fe coatings pro-
duced by Eb PVD process // Phil. Mag. – 2006. –
86. – P. 971—977.
5. Effect of grain size on the damping capacity of quasicrystal-
line Al—Cu—Fe materials / A. I. Ustinov, S. S. Polishchuk,
V. S. Skorodzievskii, V. V. Bliznuk // Surface and Coat.
Tech. – 2008. – 202. – P. 5812—5816.
6. Hutchinson J. W., Suo Z. Mixed mode cracking in layered
materials // Advances in Applied Mechanics. – 1992. –
29. – Р. 63—191.
7. Ye T., Suo Z., Evans A. G. Thin film cracking and the roles
of substrate and interface // Inter. J. Solids Structures. –
1992. – 29, № 21. – Р. 2639—2678.
8. Residual stress in as-deposited Al—Cu—Fe—B quasicrystalline
thin films / S. Polishchuk, P. Boulet, A. Mezin et al. //
J. Mater. Res. – 2012. – 27, № 5. – Р. 837—844.
9. Birkholz M., Genzel C., Fewster Р. Thin film analysis by
X-ray scattering. – Weinheim: Wiley-VCH, 2006. –
356 р.
10. Cahn J. W., Shechtman D., Gratias D. Indexing of icosa-
hedral quasiperiodic crystals // J. Mater. Res. – 1986. –
1, № 1. – Р. 13—26.
11. Noyan C., Cohen J. B. An X-ray diffraction study of the re-
sidual stress-strain distributions in shot-peened two-phase
brass // Mater. Sci. Eng. – 1985. – 75. – Р. 179—193.
12. Balasingh C., Singh A. K. Residual stresses and their meas-
urements by X-ray diffraction methods // Metals Materials
and Processes. – 2000. – 12. – № 2, 3. – Р. 269—280.
13. Beuth J. L. Cracking of thin bonded films in residual tensi-
on // Intern. J. Solids structures. – 1992. – 29,
№ 13. – P. 1657—1675.
14. Mechanical properties of quasicrystalline Al—Cu—Fe coa-
tings with submicron-sized grains / Yu. V. Milman, D. V.
Lotsko, S. Dub et al. // Surface and Coating. Technolo-
gy. – 2007. – 201. – № 12. – P. 5937—5943.
15. Tanaka K., Mitarai Y., Koiwa M. Elastic constants of Al-
based icosahedral quasicrystals // Phil. Mag. A. –
1996. – 73, № 6. – P. 1715—1723.
16. Tsai A. P., Inoue A., Masumoto T. A stable quasicrystal in
Al—Cu—Fe system // Jpn. J. Appl. Phys. – 1987. –
26. – P. 1505—1507.
17. Thornton J. A., Hoffman D. W. Stress-related effects in
thin films // Thin Solid Films. – 1989. – 171, № 1. –
P. 5—31.
18. Thouless M. D., Olsson E., Gupta A. Cracking of brittle
films on an elastic substrate // Acta Metallurgica et Mate-
rialia. – 1992. – 40. – P. 1287—1292.
19. Mechanical properties of quasicrystalline and crystalline
phases in Al—Cu—Fe alloys / U. Koster, W. Liu, H. Lie-
bertz et al. // J. Non-Cryst Solids. – 1993. – 153—
154. – P. 446—452.
It is shown that the coatings with a quasi-crystalline structure of Al—Cu—Fe system were produced by the method of
electron beam deposition in vacuum at 570...870 K temperatures of substrate. Through cracks are sometimes revealed
in coatings deposited by this method. It was found by X-ray diffraction method that the residual stresses in defect-free
Al—Cu—Fe coatings are growing with increase in temperature of their deposition that is due to the growth of thermal
stresses, caused by the difference in linear coefficients of thermal expansion (LCTE) of substrate and coating. In cases,
when elastic stresses reach some critical value in the process of substrate cooling to room temperature, they lead to the
formation of through cracks. LCTE (αc
= (17.1±1.3)⋅10—6/K—1) of coating material was determined from the analysis
of dependence of level of residual stresses in coating on deposition temperature. Fracture toughness of coating was
evaluated as G = 15.7±1.1. J⋅m—2. The obtained characteristics of Al—Cu—Fe coating were used for calculation of its
critical thickness at which the defect-free structure of surface is retained depending on substrate material and deposition
temperature. Experimental studies of structure of surface of coatings, deposited on substrates of steels K600, K890 and
K110 at different temperatures, showed that the through cracking of coatings was not observed in those cases when
their thickness was less than calculated critical one. Ref.19, Tables 5, Figures 10.
K e y w o r d s : quasi-crystal; coating; electron bean deposition in vacuum; cracks; deposition temperature; thermal
stresses in coatings; critical thickness of coating
Поступила 04.12.2013
27
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-96811 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0233-7681 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T15:32:50Z |
| publishDate | 2014 |
| publisher | Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Полищук, С.С. Устинов, А.И. Теличко, В.А. Моздзен, Г. Мерсталлингер, А. Мельниченко, Т.В. 2016-03-20T19:16:46Z 2016-03-20T19:16:46Z 2014 Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения / С.С. Полищук, А.И. Устинов, В.А. Теличко, Г. Моздзен, А. Мерсталлингер, Т.В. Мельниченко // Современная электрометаллургия. — 2014. — № 1 (114). — С. 19-27. — Бібліогр.: 19 назв. — рос. 0233-7681 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/96811 669.187.826 Показано, что покрытия с квазикристаллической структурой системы Al—Cu—Fe могут быть получены способом электронно-лучевого вакуумного осаждения при температурах подложки 570...870 К. В осажденных таким образом покрытиях иногда обнаруживаются сквозные трещины. Рентгенодифракционным методом установлено, что остаточные напряжения в бездефектных покрытиях Al—Cu—Fe линейно возрастают с увеличением температуры их осаждения, что связывается с ростом термических напряжений, обусловленных различием в линейных коэффициентах термического расширения (ЛКТР) подложки и покрытия. В случаях, если в процессе охлаждения подложки до комнатной температуры упругие напряжения достигают некоторого критического значения, они приводят к образованию сквозных трещин. Из анализа зависимости уровня остаточных напряжений в покрытии от температуры осаждения был определен ЛКТР (αc = (17,1±1,3)р10⁻⁶/К⁻¹) материала покрытия. Вязкость разрушения покрытия оценили как Г = 15,7±1,1 Джрм⁻². Полученные характеристики покрытия All—Cul—Fe использовали для расчета его критической толщины, при которой сохраняется бездефектная структура поверхности в зависимости от материала подложки и температуры осаждения покрытия. Экспериментальные исследования структуры поверхности покрытий, осажденных при различных значениях температуры на подложки из сталей K600, K890 и K110, показали, что сквозное растрескивание покрытий не зафиксировано в тех случаях, когда их толщина меньше рассчитанной критической. It is shown that the coatings with a quasi-crystalline structure of Al—Cu—Fe system were produced by the method of electron beam deposition in vacuum at 570...870 K temperatures of substrate. Through cracks are sometimes revealed in coatings deposited by this method. It was found by X-ray diffraction method that the residual stresses in defect-free Al—Cu—Fe coatings are growing with increase in temperature of their deposition that is due to the growth of thermal stresses, caused by the difference in linear coefficients of thermal expansion (LCTE) of substrate and coating. In cases, when elastic stresses reach some critical value in the process of substrate cooling to room temperature, they lead to the formation of through cracks. LCTE (αc = (17.1±1.3)x10⁻⁶/K⁻¹) of coating material was determined from the analysis of dependence of level of residual stresses in coating on deposition temperature. Fracture toughness of coating was evaluated as G = 15.7±1.1. J⋅m⁻². The obtained characteristics of Al—Cu—Fe coating were used for calculation of its critical thickness at which the defect-free structure of surface is retained depending on substrate material and deposition temperature. Experimental studies of structure of surface of coatings, deposited on substrates of steels K600, K890 and K110 at different temperatures, showed that the through cracking of coatings was not observed in those cases when their thickness was less than calculated critical one. Работа выполнена по проекту № 214407 FP7-NMP-2007-SMALL-1 7-й рамочной программы ЕС. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Современная электрометаллургия Электронно-лучевые процессы Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения Conditions of producing defect-free quasi-crystalline Al–Cu–Fe coatings using the method of electron beam deposition in vacuum Article published earlier |
| spellingShingle | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения Полищук, С.С. Устинов, А.И. Теличко, В.А. Моздзен, Г. Мерсталлингер, А. Мельниченко, Т.В. Электронно-лучевые процессы |
| title | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения |
| title_alt | Conditions of producing defect-free quasi-crystalline Al–Cu–Fe coatings using the method of electron beam deposition in vacuum |
| title_full | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения |
| title_fullStr | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения |
| title_full_unstemmed | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения |
| title_short | Условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий Al–Cu–Fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения |
| title_sort | условия получения бездефектных квазикристаллических покрытий al–cu–fe способом электронно-лучевого вакуумного осаждения |
| topic | Электронно-лучевые процессы |
| topic_facet | Электронно-лучевые процессы |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/96811 |
| work_keys_str_mv | AT poliŝukss usloviâpolučeniâbezdefektnyhkvazikristalličeskihpokrytiialcufesposobomélektronnolučevogovakuumnogoosaždeniâ AT ustinovai usloviâpolučeniâbezdefektnyhkvazikristalličeskihpokrytiialcufesposobomélektronnolučevogovakuumnogoosaždeniâ AT teličkova usloviâpolučeniâbezdefektnyhkvazikristalličeskihpokrytiialcufesposobomélektronnolučevogovakuumnogoosaždeniâ AT mozdzeng usloviâpolučeniâbezdefektnyhkvazikristalličeskihpokrytiialcufesposobomélektronnolučevogovakuumnogoosaždeniâ AT merstallingera usloviâpolučeniâbezdefektnyhkvazikristalličeskihpokrytiialcufesposobomélektronnolučevogovakuumnogoosaždeniâ AT melʹničenkotv usloviâpolučeniâbezdefektnyhkvazikristalličeskihpokrytiialcufesposobomélektronnolučevogovakuumnogoosaždeniâ AT poliŝukss conditionsofproducingdefectfreequasicrystallinealcufecoatingsusingthemethodofelectronbeamdepositioninvacuum AT ustinovai conditionsofproducingdefectfreequasicrystallinealcufecoatingsusingthemethodofelectronbeamdepositioninvacuum AT teličkova conditionsofproducingdefectfreequasicrystallinealcufecoatingsusingthemethodofelectronbeamdepositioninvacuum AT mozdzeng conditionsofproducingdefectfreequasicrystallinealcufecoatingsusingthemethodofelectronbeamdepositioninvacuum AT merstallingera conditionsofproducingdefectfreequasicrystallinealcufecoatingsusingthemethodofelectronbeamdepositioninvacuum AT melʹničenkotv conditionsofproducingdefectfreequasicrystallinealcufecoatingsusingthemethodofelectronbeamdepositioninvacuum |