Сравнительные свойства упрочняющего аморфно-нанокристаллического покрытия на инструментальных материалах с существенно различающимися коэффициентами линейного термического расширения и температуропроводности

Д. С. Белов; А. П. Демиров; И. В. Блинков; А. И. Лаптев; Т. А. Лобова

doi:10.17073/1997-308X-2026-1-59-70

Сравнительные свойства упрочняющего аморфно-нанокристаллического покрытия на инструментальных материалах с существенно различающимися коэффициентами линейного термического расширения и температуропроводности

Д. С. Белов, А. П. Демиров, И. В. Блинков, А. И. Лаптев, Т. А. Лобова

https://doi.org/10.17073/1997-308X-2026-1-59-70

Полный текст:

PDF (Rus) HTML XML

сгенерировать QR код

Содержание

Перейти к:

Аннотация

Изучено влияние подложек из твердого сплава WC–Co (6 мас. %) и быстрорежущей стали (БРС) марок Р18 (Россия), T1 (США) и HS18-0-1 (Германия) на свойства упрочняющих ионно-плазменных вакуумно-дуговых (Arc-PVD) покрытий системы Ti–Mo–Al–Si–Ni–N. Отмечено снижение твердости, адгезионной прочности, износостойкости покрытий на быстрорежущей стали, что объясняется уменьшением сжимающих остаточных макронапряжений по сравнению с покрытиями на твердосплавной подложке. Установлено, что этот эффект вызван локальным перегревом покрытия в процессе его нанесения. При бомбардировке ионами тепло в зоне роста покрытия отводится медленно, что приводит к релаксации внутренних напряжений. Показано, что данное явление определяется более низким коэффициентом температуропроводности быстрорежущей стали по сравнению с твердым сплавом. Этот эффект подтверждается результатами моделирования нагревания подложки и растущего покрытия.

Ключевые слова

Arc-PVD покрытия, твердость, остаточные макронапряжения, трибологические испытания, твердосплавный режущий инструмент, режущий инструмент из быстрорежущей стали, температуропроводность подложки, воздействие потока ускоренных ионов на растущее покрытие

Для цитирования:

Белов Д.С., Демиров А.П., Блинков И.В., Лаптев А.И., Лобова Т.А. Сравнительные свойства упрочняющего аморфно-нанокристаллического покрытия на инструментальных материалах с существенно различающимися коэффициентами линейного термического расширения и температуропроводности. Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2026;20(1):59-70. https://doi.org/10.17073/1997-308X-2026-1-59-70

For citation:

Belov D.S., Demirov A.P., Blinkov I.V., Laptev A.I., Lobova T.A. Comparative properties of a strengthening amorphous-nanocrystalline coating on tool materials with significantly different coefficients of linear thermal expansion and thermal diffusivity. Powder Metallurgy аnd Functional Coatings (Izvestiya Vuzov. Poroshkovaya Metallurgiya i Funktsional'nye Pokrytiya). 2026;20(1):59-70. (In Russ.) https://doi.org/10.17073/1997-308X-2026-1-59-70

Введение

Современные задачи в области материаловедения, включая проектирование и обработку новых конструкционных материалов с повышенной твердостью [1; 2], внедрение экологически безопасных технологий высокоскоростной механической обработки без применения смазочно-охлаждающих жидкостей [3; 4], а также расширение функциональных возможностей режущего инструмента для различных видов обработки (токарной и фрезерной) [5], обусловливают необходимость непрерывного развития способов повышения стойкости режущего инструмента. Создание на нем многослойных защитных покрытий является одной из наиболее перспективных технологий в этой области. В исследовании [6] изучены процесс нанесения покрытий системы Mo–Si–Al–Ti–Ni–N методом Arc-PVD на твердосплавный режущей инструмент и их свойства. Полученные значения функциональных характеристик показывают, что их совокупность предопределяет перспективность использования этих покрытий в качестве упрочняющих на обрабатывающем инструменте с учетом таких необходимых для данного класса материалов свойств, как высокая твердость [7; 8], ее сочетание с вязкостью [9], а также высокие трибологические характеристики и термическая стабильность структуры и состава [10]. Это подтверждается сравнительными испытаниями на долговечность твердосплавного режущего инструмента с покрытиями Ti–Mo–Al–Ni–Si–N, (Ti,Al)N и без них при резании титанового сплава [6]. Так, его долговечность с первым покрытием по отношению ко второму и инструменту без покрытия увеличилась в 1,8 и 3,6 раза соответственно.

Установлено, что использование инструмента с покрытиями системы Ti–Mo–Al–Ni–Si–N способствует снижению усилий резания в 1,5 и 2 раза по сравнению с контрольными образцами. Учитывая полученные результаты, это покрытие может быть рекомендовано в качестве упрочняющего и для других инструментальных материалов. Однако при таком подходе не принимается во внимание тот факт, что материал с покрытием имеет композитную структуру. При этом свойства покрытий определяются не только оптимальным выбором состава, структуры и его архитектуры, которые обеспечивают направленное преобразование наиболее важных параметров поверхности материала с покрытием, повышая его стойкость к разрушению. В значительной степени формируемые характеристики покрытий будут определяться характером подложки, на которую они наносятся, т.е. в процессе нанесения покрытия наблюдается функциональный отклик сформированных свойств покрытий на подложку. Это было подтверждено отдельными исследованиями, показавшими значительное влияние природы подложки на параметры покрытий. В одной из первых найденных нами работ по этой теме [11] показана значительная зависимость износа покрытий из нитрида титана с примерно одинаковыми составом и структурой, нанесенными на сплавы железа, титана и алюминия, от свойств материала подложки. Дальнейшие исследования в этой области показали определенную взаимосвязь между свойствами покрытия и материалов подложек [12–18]. С учетом этого отсутствие всестороннего изучения многофакторного влияния природы подложки на характеристики покрытий может привести в некоторых случаях к использованию покрытий со схожими составом и архитектурой для упрочнения поверхностей трибопар из различных материалов и с заметной разницей в эффекте повышения износостойкости.

В нашей публикации [18] показано существенное различие свойств покрытия Ti–Mo–Al–Ni–Si–N, нанесенного на инструментальные материалы ВК10 и Т14К8. Настоящее исследование является ее продолжением, в котором приведены результаты изучения сравнительных характеристик структуры и свойств покрытий данного состава, нанесенных на инструментальные материалы из твердого сплава ВК6 и быстрорежущей стали (БРС) марки Р18, характеризующихся значительным различием коэффициентов линейного термического расширения и температуропроводности. Это может существенно влиять на уровень макронапряжений в формируемых покрытиях и оказывать влияние на свойства композита покрытие–подложка.

Методы получения и исследования
свойств покрытий

Покрытия осаждались в атмосфере азота (\({P_{{{\rm{N}}_2}}}\)) ~ 3∙10^–1 Па) методом Arc-PVD с тремя испаряемыми катодными системами и тороидальными электромагнитными сепараторами капельной фазы [19]. Время процесса ~90 мин. Материалы катодов: Mo (марка МЧ-1), сплавы Al–20 мас. % Si (марка АК20) и Ti–50 мас. % Ni (марка С50). Сила тока испаряющей дуги I_д = 120, 110 и 130 А для используемых катодов соответственно. Покрытия наносились на подложки, изготовленные из твердого сплава WC–Co (6 мас. %) и быстрорежущей стали Р18 (Россия) (аналоги: T1 (США) и HS18-0-1 (Германия)), на которые подавался отрицательный потенциал –120 В. Состав БРС был следующим, мас. %:

C . . . . . . . . . . . . 0,73–0,83

Si . . . . . . . . . . . . <0,5

Mn . . . . . . . . . . . <0,5

Ni . . . . . . . . . . . . <0,4

Cr . . . . . . . . . . . . <3,8–4,4

Mo . . . . . . . . . . . <1,0

W . . . . . . . . . . . . 17,0–18,5

V . . . . . . . . . . . . 1,0–1,4

Co . . . . . . . . . . . . <0,5

Fe . . . . . . . . . . . . ~73

Подложки вращались относительно испаряемых катодов, косвенный нагрев обеспечивал их начальную температуру до ~400 °C. Толщина нанесенных покрытий составляла ~4 мкм. Морфологию, элементный состав, структуру покрытий, а также энергию связи химических элементов изучали с помощью сканирующего электронного микроскопа JSM-7600F с приставкой JED-2300F для EDX-спектрометрии (JEOL, Япония), просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEM-200CX, прибора PHI 5500 ESCA (Perkin-Elmer, США) для рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС). Распределение элементов по толщине покрытия исследовали на ОЖЕ-спектрометре PHI-680 с использованием торцевых шлифов образцов инструментальных материалов с покрытием.

Физико-механические свойства покрытий определяли по 10 измерениям с помощью микротвердомера (CSM Instruments, Швейцария) по методу Оливера–Фарра [20] путем непрерывного индентирования в диапазоне нагрузок от 5 до 100 мН. Измерения проводили на глубине проникновения индентора, не превышающей 10 % от толщины покрытия, для исключения влияния материала подложки на значения определяемых величин, что соответствует требованиям стандарта ISO/CD 14577.

Скорость нагрузки и разгрузки (V_н/р, мН/мин) задавали исходя из максимально приложенной силы (P_max, мН): V_н/р = P_max/t, где t = 0,5 мин – время нагружения/разгружения. Время выдержки при максимальной нагрузке – 15 с. Минимальное количество измерений – 10. Погрешность прибора не превышала 5 %.

Трибологические свойства покрытий изучали на трибометре (Nanovea, США) по схеме «стержень–диск». Испытания осуществлялись на воздухе с использованием корпуса счетчика, изготовленного из Al₂O₃, при нагрузке 5 Н, скорости 10 см/с, расстоянии скольжения 100 м и радиусе следа износа 3 мм при температуре 20 °C. Зоны износа в образцах исследовали c помощью оптической профилирующей системы WYKO NT1100 (Veeco, США). Стойкость покрытий к абразивному изнашиванию оценивали с использованием метода измерительного царапания [21–23], осуществляемого на тестере Revetest (CSM Instruments, Швейцария). В зоне контакта индентора с покрытием одновременно измеряли акустическую эмиссию (AE), силу трения (F_f) и коэффициент трения (µ). С использованием микроскопа исследовали особенности разрушения материала покрытия вдоль царапины. Эти данные позволяют оценить прочность сцепления покрытий с подложкой [24]. Метод Стони [25], основанный на анализе радиусов кривизны подложки до нанесения покрытий и композита покрытие–подложка, был использован для расчета внутренних макронапряжений [26].

Результаты и их обсуждение

Полученные покрытия, аналог которых исследовался в работе [6], также имели ячеистую структуру, наследуемую после предварительной газоабразивной обработки подложки, и шероховатость R_a ~ 0,10 ± 0,005 мкм (рис. 1).

Рис. 1. Морфология поверхности покрытия Mo–Ti–Ni–Si-Al–N, нанесенного на твердый сплав (а)
и быстрорежущую сталь (б)

Покрытия Mo–Ti–Ni–Si–Al–N, нанесенные на оба типа подложек, обладали многослойной архитектурой и нанозеренной структурой (рис. 2, а, б) с размером кристаллитов 8 ± 2 нм (рис. 2, в). Темнопольные ПЭМ-изображения структуры покрытия (рис. 2, г, д) демонстрируют, что кристаллиты покрытия в разных слоях образуют вертикальные ряды, характеризующиеся одинаковой предпочтительной ориентацией в направлении его роста.

Рис. 2. Структура покрытий Mo–Ti–Ni–Si–Al–N на твердом сплаве WC–Co (a, в, г)
и быстрорежущей стали (б, д)

Линии дифракции электронов на электронограммах покрытий (рис. 3) могут соответствовать как TiN [27], так и Mo₂N [28], поскольку межплоскостные расстояния у этих фаз одинаковые.

Рис. 3. Электронограммы покрытий Ti–Ni–Mo–Al–Si–N,
нанесенных на твердый сплав WC–Co (а) и быстрорежущую сталь (б)

Приведенные в табл. 1 средние значения концентраций элементов в покрытиях, определенные с помощью ЭДС-микроанализа, свидетельствуют, что материал подложки существенно не влияет на их элементный состав.

Таблица 1. Состав покрытий Ti–Ni–Mo–Al–Si–N, нанесенных на подложку
из твердого сплава WC–Co и быстрорежущую сталь,
определенный ЭДС-методом

Подложка	Концентрация элементов, aт. %
Подложка	O	N	Ti	Mo	Ni	Al	Si
ВК6	<1	42 ± 5	15 ± 1	23,3 ± 0,4	7,1 ± 0,8	7,2 ± 1,4	3,1 ± 1,4
Р18	<1	43 ± 5	15 ± 1	22,7 ± 0,4	6,8 ± 0,8	7,1 ± 1,4	3,4 ± 1,4

Изменения в распределении концентраций элементов по толщине покрытий на подложках из твердого сплава и БРС, зафиксированные методом ОЖЕ-спектроскопии (рис. 4, б), указывают на то, что покрытия содержат периодически повторяющиеся области, богатые элементами, которые присутствуют в катодах, используемых для их нанесения. Распределения концентраций элементов характеризуются примерно одинаковыми профилями для обеих серий образцов.

Рис. 4. Изображение торцевого сечения образца покрытия Ti–Ni–Mo–Al–Si–N,
нанесенного на быстрорежущую сталь (а), и типичные профили распределения
концентраций элементов в покрытии для обоих типов подложек (б)

Такая периодичность распределения элементов в структуре покрытия обусловлена вращением подложки относительно испаряемых катодов определенного состава, что и приводит к образованию пленок с многослойной архитектурой. Об этом также свидетельствуют ПЭМ-изображения структуры покрытий на обеих подложках, представленные выше (см. рис. 2, а, б). На профилях распределения концентраций элементов в покрытиях наблюдается некоторое размытие границ между слоями. Это вызвано перекрыванием областей конденсации потоков ионов и атомов на растущем покрытии при вращении подложки относительно испаряемых катодов, а также формированием сложных фаз на границах между слоями из-за заметной взаимной растворимости нитридов, образующихся в системе Mo–Ti–Ni–Si–Al–N [29].

Помимо фаз Mo₂N и TiN в покрытиях, нанесенных на подложки из твердого сплава и БРС, были обнаружены AlN, Si₃N₄ и Ni. Они были выявлены при анализе энергетических спектров фотоэлектронов Al2p, Si2p, Ti2p [30], Ni2p [31] и Mo3d [31], которые показаны на рис. 5 и характеризуются энергиями связи 74,0; 102,2; 455,0 (Ti 2p3/2); 853,1 (2p3/2) и 228,2 (3d5/2) эВ соответственно. Отсутствие линий дифракции этих фаз на электронограммах говорит об их аморфности (рис. 5).

Рис. 5. Характерные рентгеновские фотоэлектронные спектры покрытия Ti–Al–Mo–Ni–Si–N
для обоих типов подложек после 20-минутного травления:
Al2p (а) Si2p (б), Ti2p (в), Ni2p3 (г) и Mo3d (д)

Покрытия Ti–Al–Mo–Ni–Si–N с примерно одинаковыми элементными и фазовыми составами, архитектурой и структурой отличаются значениями твердости (H) и модуля упругости (E) в 1,4 и 1,3 раза соответственно (табл. 2). Трибологические испытания покрытий на обеих подложках показали, что среднее значение коэффициента трения достигало ~0,6 (рис. 6).

Таблица 2. Физико-механические характеристики образцов покрытий
Ti–Al–Mo–Ni–Si–N

Подложка	H*, ГПа	σ**	θ***	E, ГПа	W_p, %	H/E	H³/E², ГПа
WC–Co	37,6	1,03	±1,86	547	38	0,069	0,178
БРС (Р18)	26,7	0,91	±1,50	431	33	0,062	0,102
H* – значение медианы, σ – среднеквадратичное отклонение, θ* – доверительный интервал.

Рис. 6. Зависимость коэффициента трения от пути трения
для покрытия Ti–Al–Mo–Ni–Si–N

При этом из профилей следов износа (рис. 7) видно, что покрытие Ti–Al–Mo–Ni–Si–N на подложке из твердого сплава имело значительно меньший износ, чем на быстрорежущей стали: расчетные величины интенсивности изнашивания составили ~2,6·10^–5 и ~10,1·10^–5 мм³/Н·м соответственно. Эти результаты связаны с существенно различающимися значениями твердости покрытий на разных подложках и параметрами H/E и H³/E², характеризующими сопротивление материала упругой и пластической деформациям (табл. 2).

Рис. 7. Профили следов износа покрытия Ti–Mo–Al–Ni–Si–N,
нанесенного на твердый сплав WC–Co (a) и быстрорежущую сталь (б)

Режущие инструменты с упрочняющим покрытием могут подвергаться абразивному износу в течение срока службы, что обычно происходит при образовании короткой стружки в ходе обработки хрупких материалов. Поэтому мы исследовали стойкость покрытия Ti–Mo–Al–Ni–Si–N к этому типу износа. Движение твердой абразивной частицы по поверхности покрытия при возрастающей нагрузке моделировалось путем внедрения алмазного индентора во время испытания образцов на царапание. Амплитуда акустической эмиссии заметно возрастает при нагрузках вдавливания ~11,9 и 8,6 Н для покрытий, нанесенных на твердый сплав и БРС соответственно (рис. 8). Микроскопическое исследование поверхности демонстрирует, что на дне царапины при этих нагрузках (L_c₁) появляются первые трещины, а по ее краям отделяются мелкие фрагменты, однако вскрытия подложки не происходит. Частичный износ покрытий, сопровождающийся локальным вскрытием подложки за счет механизма когезионного разрушения, наблюдается при нагрузках на индентор (L_c₃) составляющих ~53,5 и 45,5 Н соответственно. Это проявляется изменением угла наклона зависимостей силы и коэффициента трения (F_f и μ) от приложенной нагрузки и длины царапины (см. кривые 1 и 2 на рис. 8, а, б), что связано с проникновением индентора в более мягкий материал подложки.

Рис. 8. Зависимости силы трения (1), коэффициента трения (2)
и акустической эмиссии (3) от величины прикладываемой нагрузки
при испытании на царапание покрытий Ti–Mo–Al–Ni–Si–N,
нанесенных на твердый сплав WC–Co (а) и стальную подложку (б)

Одновременно на дне царапины появляются участки поверхности, цвет которых отличается от цвета покрытия, которые можно отнести к материалу подложки. Причинами более высоких нагрузок, соответствующих появлению первых трещин и началу вскрытия подложки для исследуемых покрытий Ti–Mo–Al–Ni–Si–N, нанесенных на твердый сплав, являются их повышенные твердость и сопротивляемость упругой и пластической деформациям (см. табл. 2). Полученные результаты измерительного царапания свидетельствуют о лучшей сопротивляемости данного покрытия абразивному изнашиванию и его лучшей адгезионной прочности с подложкой.

Результаты показывают, что ключевые свойства покрытий Ti–Mo–Al–Ni–Si–N, такие как твердость, интенсивность изнашивания при трении скольжением, адгезионная прочность и сопротивление абразивному износу, определяются природой подложки даже при идентичных составе, толщине и структуре самих покрытий.

Для определения возможных причин этого явления было проведено исследование макронапряженных состояний в системе покрытие–подложка. Полученные данные представлены в табл. 3. Видно, что величина сжимающих макронапряжений максимальна для покрытий, нанесенных на подложку из твердого сплава. Их повышенным уровнем может быть объяснена высокая твердость покрытий на этих подложках, которая, в свою очередь, влияет на износостойкость [32]. О роли сжимающих макронапряжений на твердость магнетронных и Arc-PVD покрытий сообщают и другие исследователи [33–35]. Повышенные адгезионная прочность и стойкость к абразивному износу покрытий Ti–Mo–Al–Ni–Si–N, нанесенных на подложки из твердого сплава, по сравнению с покрытиями на подложках из быстрорежущей стали также могут быть объяснены высоким уровнем макронапряжений в первом случае. Они оказывают значительное влияние на зарождение и распространение трещин (L_c₁) в относительно хрупком материале покрытия, а также на дальнейшую фрагментацию его сплошного слоя и обнажение подложки (L_c₃) [36].

Таблица 3. Результаты расчета макронапряжений по методу Стони,
возникающих в композитах Ti–Mo–Al–Ni–Si–N-покрытие–подложка

Подложка	δ, ГПа	R, м	R₀, м	t_s, 10^–6 м	t_f, 10^–6 м	ν_s	E_s, ГПa
Твердый сплав	–2,30	4,15	1,69	449,67	4,21	0,22	633
Быстрорежущая сталь	–0,85	11,76	2,27	425,12	4,11	0,30	228
Обозначения: δ – макронапряжения; R и R₀ – радиусы кривизны подложки и композита покрытие–подложка; t_s и t_f – толщины подложки и покрытия; ν_s – коэффициент Пуассона подложки; E_s – модуль упругости.

Выявленные макронапряжения в исследуемых покрытиях определяются различием коэффициентов теплового расширения материалов подложки и покрытия, а также структурной и фазовой неоднородностью материала покрытия, обусловленной высокой плотностью дефектов, образующихся при росте покрытия. Вторая составляющая макронапряжений для Arc-PVD покрытий вносит больший вклад, чем первая [37]. Меньший уровень структурных макронапряжений для анализируемых покрытий, нанесенных на быстрорежущую сталь, может быть объяснен большей вероятностью их релаксации непосредственно в процессе нанесения за счет термической активации диффузионных процессов, которые приводят к аннигиляции точечных дефектов и дислокаций. В свою очередь, это происходит из-за того, что температура формируемого покрытия на подложке из БРС выше, чем в случае нанесения на твердый сплав.

Данный эффект возникает вследствие того, что температуропроводность быстрорежущей стали [38] ниже, чем у твердого сплава [39] (~4,5·10^–6 и ~32·10^–6 м²/с соответственно). Температура в пределах формируемого покрытия локально повышается из-за более низкой скорости отвода тепла из зоны выделения энергии теплового потока, определяемого бомбардировкой поверхности растущего покрытия ионами компонентов испаряемых катодов и воздействием лучистой энергии, исходящей от их поверхности. Этот вывод подтверждается проведенной оценкой температурных полей, которые формируются в растущем покрытии и подложках из твердого сплава и БРС при реализации метода Arc-PVD. Она выполнена с учетом величины теплового потока плазмы, поступающего на подложку и нагревающего формируемый композит покрытие–подложка, а также доли энергии, затраченной на химические превращения и процессы структурообразования, определенной в работе [40]. Значение мощности потока ионов составило ~7,38 Вт, а плотность мощности ~8,2·10³ Вт/м². Определение этих величин выполнено экспериментально с использованием образцов-свидетелей с различными температурами плавления, подвергаемых воздействию плазменного потока испаряемых катодов, из компонентов исследуемого покрытия с параметрами, соответствующими процессу его нанесения на подложки из твердого сплава и БРС. Температурные поля в системе покрытие–подложка в процессе осаждения покрытия были смоделированы методом конечных объемов [40] на основе уравнения теплопроводности. Физические свойства материалов подложки взяты из литературных источников [38–42], а для покрытий рассчитаны по правилу смесей [43] (табл. 4) с учетом экспериментально определенных фазового и элементного составов и значений теплопроводности (λ), теплоемкости (C_p), температуропроводности (a) и плотности (ρ) соответствующих фаз [44–49].

Таблица 4. Физические свойства подложек и покрытия, используемых
для расчета температурных полей в композите подложка–покрытие

Материал	λ, Вт/(м·К)	C_p, Дж/(кг·К)	ρ, г/см³	ε**	a·10⁶, м²/с
БРС	29	510,0	8,8	0,66	4,5
WC–Co (6 мас. %)	80	175,9	14,6	0,52	32,0
Ti–Mo–Al–Ni–Si–N*	92	271,6	5,2	0,70	7,0
* Значения λ, C_p, ρ материала покрытия рассчитывались по правилу смесей с учетом его фазового состава. ** Коэффициент излучения определялся с использованием эталонного образца с известным значением ε, нагретого до той же температуры, что и испытуемый образец.

На рис. 9 показаны результаты расчетов температурных полей в композитах «подложка (БРС и WC–Co)–Ti–Mo–Al–Ni–Si–N-покрытие» для различных толщин формируемого слоя покрытия при температуре подложки 673 К.

Рис. 9. Распределение температурных полей в композиционных материалах
«подложка БРС – покрытие (Ti–Mo–Al–Si–Ni–N)» (а)
и «подложка WC–Co (6 мас. %) – покрытие (Ti–Mo–Al–Si–Ni–N)» (б),
сформированных при начальных температурах подложек 673 К

Стальная подложка характеризуется средней температурой на поверхности – около 1050 К. В ее материале заметен значительный температурный градиент, который сохраняется на протяжении всего процесса нанесения покрытия. Средние ее значения после нанесения покрытий толщиной 500 и 3500 нм составили 830 и 920 К соответственно. Резкое снижение температуры в приповерхностных слоях покрытия связано с охлаждением этой области под действием излучения. Средняя температура покрытия в процессе его формирования составила около 1100 К. Температурные градиенты, реализуемые в подложке из WC–Co (6 мас. %), значительно меньше, что связано с бóльшим коэффициентом температуропроводности.

Температура поверхности твердосплавной подложки в процессе нанесения покрытия составила около 830 К, а средние температуры подложки после нанесения покрытия толщиной 500 и 3500 нм – 750 и 820 К соответственно. Средняя температура покрытия, которая достигается в процессе осаждения, составила около 900 К, что ниже ее среднего значения для покрытия, формируемого на быстрорежущей стали.

Заключение

Установлено, что упрочняющие аморфно-нанокрис-таллические Arc-PVD покрытия Ti–Mo–Al–Ni–Si–N на твердом сплаве ВК6 и быстрорежущей стали Р18 характеризуются многослойной нанозеренной структурой с размером кристаллитов ~8 нм. При одинаковых составах, толщинах и структурных характеристиках они продемонстрировали твердость (37,6 и 26,7 ГПа), сопротивление изнашиванию (интенсивность изнашивания при трении скольжением ~2,6·10^–5 и ~10,1·10^–5 мм³/(Н·м)), прочность сцепления с подложкой (L_c₁ = 11,9 и 8,6 Н, L_c₃ = 53,5 и 45,5 Н).

Покрытия на твердом сплаве отличаются более высокой стойкостью к абразивному износу. Этот эффект может быть объяснен значительно более высоким уровнем сжимающих макронапряжений, наблюдаемых при формировании покрытия на подложке из твердого сплава по сравнению с быстрорежущей сталью (2,3 и 0,8 ГПа соответственно). Их релаксация в покрытии на БРС связана с его локальным перегревом при формировании вследствие замедления отвода тепла из зоны энерговыделения при бомбардировке его поверхности ионами компонентов испаряемых катодов. Это явление определяется более низким коэффициентом температуропроводности БРС по сравнению с твердым сплавом. Полученный эффект подтверждается проведенным моделированием нагревания подложки и растущего покрытия в процессе его роста.

Список литературы

1. Liew W.Y.H., Lim H.P., Melvin G.J.H., Dayou J., Jiang Z-T. Thermal stability, mechanical properties, and tribological performance of TiAlxN coatings: Understanding the effects of alloying additions. Journal of Materials Research and Technology. 2022;17:961–1012. https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2022.01.005

2. Adesina Y. Tribological behavior of TiN/TiAlN, CrN/TiAlN, and CrAlN/TiAlN coatings at elevated temperature. Journal of Materials Engineering and Performance. 2022;31(8):6404–6419. https://doi.org/10.1007/s11665-022-06722-7

3. Deng Y., Chen W., Li B., Wang C., Kuang T., Li Y. Physical vapor deposition technology for coated cutting tools: A review. Ceramics International. 2020;46(11B): 18373–18390. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2020.04.168

4. Bayraktar S. Dry cutting: A sustainable machining technology. Sustainable Manufacturing. 2021;231–257. https://doi.org/10.1016/B978-0-12-818115-7.00004-3

5. Rizzo A., Goel S., Grilli M.L., Iglesias R., Jaworska L., Lapkovskis V., Novak P., Postolnyi O.P., Valerini D. The critical raw materials in cutting tools for machining applications: A review. Materials. 2020;13:1377. https://doi.org/10.3390/ma13061377

6. Blinkov I.V., Demirov A.P., Belov D.S., Chernogor A.V. Arc-PVD coatings for titanium machining tool. Journal of Physics: Conference Series. 2021;2144:012025. https://doi:10.1088/1742-6596/2144/1/012025

7. Sousa V.F.C., Da Silva F.J.G., Pinto G.F., Baptista A., Alexandre R. Characteristics and wear mechanisms of TiAlN-based coatings for machining applications: A comprehensive review. Metals. 2021;11(2):260. https://doi.org/10.3390/met11020260

8. Pu R., Yu Zh., Hao X., Yan J., Han Z., Tan J. Effect of Si content on microstructure, mechanical properties, and cutting performance of TiSiN/AlTiN dual-layer coating. Journal of Manufacturing Processes. 2023;88:134–144. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2023.01.022

9. Zhang S., Wang H., Ong S., Sun D., Bui X. Hard yet tough nanocomposite coatings – present status and future trends. Plasma Processes and Polymers. 2007;4(3):219–228. https://doi.org/10.1002/ppap.200600179

10. Lopez-Cabanas I., Lorca J., González-Arrabal R., Meletis E.I., Molina-Aldareguia J.M. High throughput optimization of hard and tough TiN/Ni nanocomposite coatings by reactive magnetron sputter deposition. Surface and Coatings Technology. 2021;418:127226. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2021.127226

11. Shima M., Okado J., McColl I.R., Waterhouse R.B., Hasegawa T., Kasaya M. The influence of substrate material and hardness on the fretting behaviour of TiN. Wear. 1999;225-229:38–45. https://doi.org/10.1016/S0043-1648(99)00062-9

12. Komarov F.F., Konstantinov V.M., Kovalchuk A.V., Konstantinov S.V., Tkachenko H.A. 3D: the effect of steel substrate pre-hardening on structural, mechanical, and tribological properties of magnetron sputtered TiN and TiAlN coatings. Wear. 2016;352:92–101. https://doi.org/10.1016/j.wear.2016.02.007

13. Drábik M., Truchlý M., Ballo V., Roch T., Kvetková L., Kúš P. Influence of substrate material and its plasma pretreatment on adhesion and properties of WC/AC: H nanocomposite coatings deposited at low temperature. Surface and Coatings Technology. 2018;333:138–147. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2017.10.081

14. Cai K., Jiang B., Zhang J., Su X. Preparation and tribocorrosion performance of different Si-doped TiSiN-Ag coatings on different substrates in seawater. Coatings. 2021;11(4):459. https://doi.org/10.3390/coatings11040459

15. Wang C.T., Hakala T.J., Laukkanen A., Ronkainen H., Holmberg K., Gao N., Wood R.J.K., Langdon T.G. An investigation into the effect of substrate on the load-bearing capacity of thin hard coatings. Journal of Materials Science. 2016;51:4390–4398. https://doi.org/10.1007/s10853-016-9751-8

16. Lepick M., Gradzka-Dahlke M., Pieniak D., Pasierbiewicz K., Krynsk K., Niewczas A. Tribological performance of titanium nitride coatings: a comparative study on tin-coated stainless steel and titanium alloy. Wear. 2019;422-423:68–80. https://doi.org/10.1016/j.wear.2019.01.029

17. Seidl W.M., Bartosik M., Kolozsvári S., Bolvardi H., Mayrhofer P.H. influence of coating thickness and substrate on stresses and mechanical properties of (Ti,Al,Ta)N/(Al,Cr)N multilayers. Surface and Coatings Technology. 2018;347:92–98. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2018.04.060

18. Сергевнин В.С., Блинков И.В., Белов Д.С., Демиров А.П., Черногор А.В., Лобова Т.А., Лаптев А.И. Влияние твердосплавной инструментальной основы ВК10 и Т14К8 на свойства упрочняющего покрытия. Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2023;17(3):55–66. https://doi.org/10.17073/1997-308X-2023-3-55-66

19. Vereschaka A.A., Batako A.D.L., Vereschaka A.S., Dodonov A.I. Development of modifying compounds for multilayer nanostructured coatings for cutting tools. International Journal of Nanotechnology. 2017;14(1-6): 574–583. https://doi.org/10.1504/IJNT.2017.082440

20. Sobhbidari F., Hu Q. Recent advances in the mechanical characterization of shales at nano-to micro-scales: A review. Mechanics of Materials. 2021;162:104043. https://doi.org/10.1016/j.mechmat.2021.104043

21. Wang P., Ma G., Su F., Guo W., Chen Sh., Zhao H., Liu M., Wang H. Excellent mechanical, electrical and current-carrying tribological properties of nano/micro composite TiO2–x coating prepared by supersonic plasma spraying. Surface and Coatings Technology. 2022;445:128710. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2022.128710

22. Yamamoto Sh. Physical meaning of the wear volume equation for nitrogenated diamond-like carbon based on energy considerations. Wear. 2016;368–369:156–161. https://doi.org/10.1016/j.wear.2016.09.013

23. Ghanem A., Atallah M., Khlifi K., Barhoumi N., Terres M.A. investigation of friction and wear resistance of carbonitrided AlSi 4130 steels using single and multi-pass scratch technique. Journal of Mechanical Engineering Science. 2022;236:8690–8702. https://doi.org/10.1177/09544062221087539

24. Штанский Д.В., Петржик М.И., Башкова И.А., Кирюханцев-Корнеев Ф.В., Шевейко А.Н., Левашов Е.А. Адгезионные, фрикционные и деформационные характеристики покрытий Ti(Ca,Zr)-(C,N,O,P) для ортопедических и зубных имплантов. Физика твердого тела. 2006;48(7):1231–1238.

25. Li J., Han M., Li L., Gao Z., Zhang H. Surface effects on the self-equilibrium, self-bending and symmetry lowering of nanofilms. Scientific Reports. 2019;9(1):16959. https://doi.org/10.1038/s41598-019-53555-x

26. Shiri S., Ashtijoo P., Odeshi A., Yang Q. Evaluation of stoney equation for determining the internal stress of dlc thin films using an optical profiler. Surface and Coatings Technology. 2016;308:98–100. https://www.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2016.07.098

27. Wolfe D.E., Gabriel B.M., Reedy M.W. Nanolayer (Ti, Cr) N coatings for hard particle erosion resistance. Surface and Coatings Technology. 2011;205:4569–4576. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2011.03.121

28. Hallett L., Charaev I., Agarwal A., Dane A., Colangelo M., Zhu D., Berggreen K.K. Superconducting mon thin films prepared by dc reactive magnetron sputtering for nanowire single-photon detectors. Superconductor Science and Technology. 2021;34(3):035012. https://doi.org/10.1088/1361-6668/abda5f

29. Sanjines R., Wiemer C., Almeida J., Levy F. Valence band photoemission study of the TiMoN system. Thin Solid Films. 1996;290-291:334–338. https://doi.org/10.1016/S0040-6090(96)09082-7

30. Bertoti I. Characterization of nitride coatings by XPS. Surface and Coatings Technology. 2002;151-152:194–203. https://doi.org/10.1016/S0257-8972(01)01619-X

31. Crist B.V. Handbook of the elements and native oxides. California: LLC XPS International; 1999. 560 p.

32. Chikhranov A., Tabakov V., Nazarova O. The influence of the tool base on the formation of stresses in wear-resistant coatings in the cutting process. MATEC Web of Conferences. 2018;224:01081. https://doi.org/10.1051/matecconf/201822401081

33. Liu Ch., Ju H., Han P., Quan Ch., Mo Ch., Zhao Y., Geng Y., Xu J., Yu L. The influence of carbon content on the microstructure, mechanical and frictional property of chromium carbon nitride composite films. Vacuum. 2020;178:109368. https://doi.org/10.1016/j.vacuum.2020.109368

34. Ghufran M., Uddin G.M., Arafat S.M., Jawad M., Rehman A. Development and tribo-mechanical properties of functional ternary nitride coatings: Applications-based comprehensive review. Journal of Engineering Tribology. 2020;235:196–232. https://doi.org/10.1177/1350650120933412

35. Cao H., Li H., Liu F., Luo W., Qi F., Zhao N., Ouyang X., Liao B. Microstructure, mechanical and tribological properties of multilayer TiAl/TiAlN coatings on al alloys by FCVA technology. Ceramics International. 2022;48(4):5476–5487. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2021.11.092

36. Jaroš M., Musil J., Čerstvý R., Haviar S. Effect of energy on macrostress in Ti (Al, V) N films prepared by magnetron sputtering. Vacuum. 2018;158:52–59. https://doi.org/10.1016/j.vacuum.2018.09.038

37. Qiu L.S., Zhu X.D., Xu K.W. Internal stress on adhesion of hard coatings synthesized by multi-arc ion plating. Surface and Coatings Technology. 2017;332:267–274. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2017.07.076

38. Davis JR. ASM specialty handbook: Tool materials. ASM International; 1995. 489 p.

39. Schultrich B., Poeβnecker W. Thermal conductivity of cemented carbides. Journal of Thermal Analysis. 1988;33(1):305–310. https://doi.org/10.1007/BF01914616

40. Belov D.S., Demirov A.P., Blinkov I.V., Sergevnin V.S., Chernogor A.V., Kiryukhantsev-Korneev P.V., Anikin V.N. Structure and properties features of CA-PVD Ti–Al–Ni–N coatings deposited on carbide alloys and tool steel substrates. Surface and Coatings Technology. 2024;494(1):131348. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2024.131348

41. Wen S., Du Y., Tan J., Liu Y., Zhou P., Long J., Kaptay G. A novel physical model for describing thermal conductivity of composite materials: application to the measured values in a two-phase WC-Co system. Acta Materialia. 2020:1–30. https://doi.org/10.2139/ssrn.3632520

42. Wen S., Du Y., Tan J., Liu Y., Zhou P., Long J., Kaptay G. A new model for thermal conductivity of “continuous matrix/ dispersed and separated 3d-particles” type composite materials and its application to WC-m (m = Co, Ag) systems. Journal of Materials Science & Technology. 2022;97:123–133. https://doi.org/10.1016/j.jmst.2021.04.036

43. Gooch J.W., Law of mixtures. In: Encyclopedic dictionary of polymers. New York: Springer; 2011. 421 p.

44. Mnisi B.O., Benecha E.M., Tibane M.M. Density functional theory studies of structural, electronic and optical properties of cubic 3d-transition metal nitrides. Intermetallics. 2021;137:107272. https://doi.org/10.1016/j.intermet.2021.107272

45. Jagannadham K. Metallurgical thermochemistry. Journal of Vacuum Science & Technology A. 2015;24:478. https://doi.org/10.1116/1.4919067

46. Chase M.W. National Information Standards Organization (US), NIST-JANAF thermochemical tables. Washington, DC: American Chemical Society, 1998. 91951 p.

47. Zhang Y., Dai J., Bai G., Zhang H. Microstructure and thermal conductivity of AlN coating on Cu substrate deposited by arc ion plating. Materials Chemistry and Physics. 2020;241:122374. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2019.122374

48. Liu P., Wang X., He X., Qu X. Thermal and mechanical properties of diamond/SiC substrate reinforced by bimodal diamond particles. Carbon Letters. 2022;32(3): 917–925. https://doi.org/10.1007/s42823-022-00330-0

49. Kumar K., Park Y.J., Kim M.J., Kim H.N., Ma H.J., Lee J.W., Influence of ternary oxide additives on thermal conductivity of pressureless sintered Si3N4 . Materials Letters. 2022;328:133189. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2022.133189