Введение

В условиях, когда потенциал консолидированных материалов достигнут, создание новых образцов современной техники невозможно без использования технологий модификации поверхности и применения функциональных покрытий. В настоящее время значительное внимание уделяется разработке покрытий для защиты ответственных изделий, подверженных воздействию агрессивных жидких и газовых сред, а также различным видам износа. Одними из наиболее перспективных являются покрытия на основе карбида и карбонитрида титана, которые обладают высокой твердостью, износо- и коррозионной стойкостью, а также выраженными антифрикционными свойствами [1–3].

Изменяя стехиометрию состава покрытий TiCN можно обеспечить необходимое сочетание механических и трибологических свойств за счет управления типом структуры, внутренними напряжениями и концентрацией свободного углерода, выполняющего в зоне трибоконтакта роль твердой смазки [4; 5]. При соотношении C/N на уровне, близком к 1, были достигнуты рекордные значения твердости 45 ГПа, связанные со значительными сжимающими напряжениями (–6 ГПа) вследствие искажений кристаллической решетки ГЦК-фазы [6]. В то же время в работе [5] были получены покрытия с избыточной концентрацией углерода и соотношением C/N = 5,6, обладающие коэффициентом трения ~0,1. При этом атомы углерода формировали аморфные прослойки по границам кристаллитов фазы TiCN, обеспечивая нанокомпозитную структуру покрытий, которую можно описать формулой nc-TiCN/a-C (nc – нанокристаллиты, а – аморфная фаза).

Характеристики покрытий TiCN могут быть значительно улучшены при введении в состав дополнительных металлических элементов [7–12]. Легирование алюминием способствует повышению износостойкости, а также жаростойкости покрытий [7; 8]. Похожее влияние оказывают добавки никеля и хрома [9; 10]. Положительный эффект данных элементов связан с образованием на поверхности покрытий при нагреве на воздухе плотных оксидных слоев, препятствующих проникновению кислорода вглубь материала.

В последние годы значительное внимание уделяется получению покрытий на основе меди [13–15], что обусловлено ее относительно низким коэффициентом трения и высокой теплопроводностью, необходимой для эффективного отвода тепла из зоны трения. Медь в покрытия может вводиться как в чистом виде, так и в составе латуней и бронз, при этом обеспечиваются высокие антифрикционные свойства при относительной низкой себестоимости [16]. Важно отметить, что введение пластичных металлов в состав керамических покрытий легло в основу концепции нанокомпозитных сверхтвердых покрытий твердостью выше 40 ГПа, предложенной автором [17]. Концепция связана с формированием структур типа nc-MeN/metal (где Me – Ti, Cr, Zr и т.д., metal – Cu, Ni, Fe и т.д.), в которых фаза MeN имеет размер кристаллитов в несколько десятков нанометров, а фаза «metal» является рентгеноаморфной. При этом все зерна должны иметь ориентировку в одном направлении [17; 18]. Дальнейшие работы были посвящены распространению данного подхода на карбидные системы, например Ti–Cu–C [19]. В работе [20] описываются нанокомпозитные покрытия nc-TiCN/a-Cu с высокой твердостью 37 ГПа.

Для нанесения покрытий на основе карбида и карбонитрида титана, в том числе легированных переходными металлами, могут быть использованы различные методы, среди которых можно выделить плазменное напыление [21], электродуговую наплавку [22], лазерную наплавку [23], электроискровое легирование [11; 24; 25], химическое осаждение из пара [26], вакуумное катодно-дуговое испарение [27] и импульсное лазерное осаждение [28]. Пожалуй, одним из наиболее перспективных является метод магнетронного напыления, который обеспечивает получение износостойких и антифрикционных покрытий широкого спектра составов с низким уровнем примесей, малой дефектностью и шероховатостью поверхности, не требующих дополнительной обработки [1; 12; 29–31]. Возможности метода магнетронного напыления существенно расширяются при использовании в качестве катодов многокомпонентных керамических мишеней, полученных методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) [32; 33]. В этом случае поток атомов от катода к подложке содержит все необходимые элементы – как металлические, так и неметаллические, при этом достигается высокая однородность покрытий по составу. Перспективным для синтеза мишеней-катодов является материал марки СТИМ-3Б (система Ti–Cr–C–Ni), для которого ранее были детально изучены механизмы горения и структурообразования [34]. В качестве легирующей добавки при изготовлении мишени может быть использован порошок сплава оловянно-фосфористой бронзы.

Целью работы являлась разработка покрытий трибологического назначения Ti–Cr–Ni–C–(N) и Ti–Cr–Ni–Cu–Sn–P–С–(N), полученных методом магнетронного распыления многокомпонентных СВС-мишеней в среде Ar и газовой смеси Ar–N2 . Особое внимание было уделено синтезу мишеней заданного состава.

Материалы и методы исследований

Исходными реагентами для изготовления катодов-мишеней служили порошки титана (Ti) марки ПТС (<60 мкм), хрома (Cr) ПХ-1С (<63 мкм), никеля (Ni) ПНК-ОТ2 (<71 мкм), технического углерода (сажи) (C) марки П804-Т с удельной поверхностью 15 м2/г, графита (Cгр ) марки МГ-1 и оловянистой бронзы марки БрОФ состава Cu–7,8 % Sn–0,48 % P с фракцией 100–200 мкм. Составы реакционных смесей для синтеза мишеней-катодов рассчитывались в предположении полного химического превращения по уравнению

[70,775 % (Ti + C) – 19,475 % (3Cr + 2C) – 5 % Cгр – 4,75 % Ni] + X % Бронза,

где X – параметр зашихтовки, который выбирался равным 0 и 20. В табл. 1 приведены составы порошковых смесей.

Перед смешением все исходные порошки просушивались при температуре 100 °С в течение 24 ч. Смешивание проводилось в шаровой вращающейся мельнице (ШВМ) объемом 3 л в течение 8 ч с применением твердосплавных размольных тел при соотношении масс шихты и шаров 1:8.

Расчет адиабатических температур (\(T_{\rm{г}}^{{\rm{ад}}}\)), а также равновесных составов фаз и агрегатного состояния продуктов СВС-реакции при адиабатической температуре горения осуществляли с использованием программы THERMO [35]. Для изготовления композиционных мишеней-катодов TiCrNiC и TiCrNiC–CuSnP диаметром 120 мм и высотой 10 мм применяли технологию силового СВС-компактирования, описанную в обзоре [33].

Предварительное брикетирование шихты до плотности 60 % выполняли в стальной цилиндрической пресс-форме при давлении 70 атм. Спрессованный шихтовой брикет дополнительно просушивали в вакуумном сушильном шкафу при температуре 100 °С в течение 4 ч для удаления остаточной влаги и десорбции газов. Основные параметры силового СВС-компактирования были следующими: давление 200 атм, время задержки 1 с, время выдержки под давлением 5 с. Процесс проводили в песчаной пресс-форме на гидравлическом прессе марки ДА-1532Б. Затем осуществляли шлифовку и эрозионную резку заготовки для обеспечения заданных размеров.

Фазовый состав образцов определяли на дифрактометре ДРОН 4-07 (Россия) с использованием монохроматического CuKα-излучения. Съемку выполняли по точкам в интервале углов 2θ = 10÷110°, шаг съемки составлял 0,1°, экспозиция на точку съемки – 3 с. Микроструктуру образцов изучали на сканирующем электронном микроскопе S-3400N (Hitachi, Япония) с приставкой NORAN 7 (Thermo Scientific, США) при ускоряющих напряжениях 5–20 кВ.

Для осаждения покрытий применялась лабораторная установка на базе откачивающей системы УВН-2М (НПП «ПермИнжинирингГрупп», г. Пермь), оснащенная газовыми натекателями, системой позиционирования подложек, ионным источником щелевого типа и двумя магнетронами с блоками электропитания «Advanced Energy DC Pinnacle plus» (США). Схема установки приведена в работе [36]. В качестве подложек использовались диски диаметром 30 мм из сплавов SCM440 (аналог стали 40ХФА) (измерение трибологических и механических свойств) и ВК6М (измерение состава и адгезионной прочности). Образцы полировались на установке «Struers RotoPol-21» (Дания). Обработка поверхности подложек проводилась в ультразвуковом диспергаторе с использованием последовательно бензина, растворителя и изопропилового спирта. Кроме того, покрытия осаждались на модельные подложки монокристаллического кремния марки КЭФ-4.5 (100) (производство фирмы «Элма», РФ) в виде пластин размером 15×15 мм для последующих структурных исследований. Осаждение на базовые и модельные подложки велось в идентичных условиях. Перед нанесением покрытий подложки очищались с помощью ионного источника (0,03 Па, 2 кВ, ток 60 мА, ионы Ar+). При осаждении покрытий ток магнетрона составлял 1,5 А, напряжение 500 В, частота электропитания 50 кГц, напряжение смещения – 50 В, рабочее давление 0,2 Па, длительность процесса 10 мин. Варьируемым параметром было содержание азота в газовой смеси Ar + N2 (чистота газов – 99,999 %), которое составляло 0 и 15 %.

Компактная керамика и покрытия были исследованы методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) и энерго-дисперсионной спектроскопии (ЭДС) на микроскопе S-3400 (Hitachi, Япония), оснащенном спектрометром «Noran 7» (Thermo Scientific, США). Рентгенофазовый анализ (РФА) керамики осуществляли на дифрактометре ДРОН 4-07, покрытий – на установке «D8 Advance» фирмы «Bruker» (Германия). Дифрактометрическую съемку проводили в монохроматизированом CuKα-излучении с шагом 0,1° и экспозицией 10 с в каждой точке. Время съемки составляло 1 ч. Фазовый анализ был выполнен с помощью программы EVA и международной базы данных PDF2. Элементный состав покрытий, а также профили распределения элементов по глубине были определены с использованием оптической эмиссионной спектроскопии тлеющего разряда (ОЭСТР) на спектрометре «Profiler-2» (Horiba Jobin Yvon, Франция) [37].

Твердость (H) и модуль упругости (E) покрытий измеряли методом наноиндентирования на приборе «Nano-Hardness Tester» (CSM Instruments, Швейцария) с использованием индентора Берковича при нагрузках 4–8 мН, скорости нагружения 8–16 мН/мин, времени удержания усилия на контакте 5 с; расчет проводился по алгоритму Оливера–Фарра. Скратч-тестирование покрытий при непрерывно нарастающей нагрузке, согласно ASTM C1624-05, осуществляли на приборе «Revetest» (CSM Instruments, Швейцария), оснащенном алмазным конусным индентором типа Роквелл C с радиусом закругления 200 мкм. Максимальная нагрузка составляла 60 Н, скорость нагружения 59 Н/мин, длина царапины 5 мм. Увеличение видеомикроскопа составляло 200× и 800×. Определялись минимальные критические нагрузки разрушения, приводящие к появлению первой трещины (Lc1 ) и первого отслоения (Lc2 ) на поверхности покрытий, а также касанию индентором подложки (Lc3 ).

Для определения коэффициента трения (f ) использовали машину трения типа «Tribometer» (CSM Instruments, Швейцария), в которой реализована схема испытания «стержень–диск» по стандарту ASTM G99-959. Прикладываемая нагрузка составляла 5 Н, линейная скорость 10 см/с, радиус дорожки 8–10 мм, пробег 1100 м (30 м – для подложки из стали марки 40ХФА). Контртелами служили стержни с радиусом закругления 6 мм, изготовленные из сталей SKH51 (аналог Р6М5) или SKD11 (аналог Х12МФ). Анализ дорожек износа и поверхности контртел проводился с использованием оптического профилометра WYKO NT1100 (Veeco, США) и оптического микроскопа МБС-9 (АО «Лыткаринский завод оптического стекла») соответственно.

Результаты и их обсуждение

Состав и структура СВС-мишеней

В табл. 2 представлены результаты расчета адиабатической температуры горения (\(T_{\rm{г}}^{{\rm{ад}}}\)) и равновесного состава продуктов горения при начальной комнатной температуре. Видно, что увеличение параметра зашихтовки X привело к снижению температуры горения, что, очевидно, обусловлено уменьшением вклада реакции образования TiC и дополнительными тепловыми потерями на прогрев и плавление бронзы.

Результаты расчета \(T_{\rm{г}}^{{\rm{ад}}}\) для исследуемой системы свидетельствуют о том, что процесс должен проходить в режиме устойчивого горения. Адиабатическая температура горения выше температуры плавления титана (1941 К), никеля (1728 К), бронзы (1358 К), поэтому в волне горения будет наблюдаться растворение углерода в образующемся расплаве. По мере насыщения расплава углеродом будут образовываться кристаллы карбида титана и хрома, а также происходить кристаллизация никеля и бронзы с возможным растворением одного в другом.

На рис. 1 и в табл. 3 приведены результаты РФА синтезированных компактных материалов. Образцы содержат карбид титана, период решетки которого намного ниже табличного значения для порошкового стандарта TiC (0,4315 нм) [38] из-за растворения карбида хрома в решетке TiC. Также в составе присутствуют фазы карбида хрома Cr3C2 , никеля Ni с растворенными в нем Cr и Ti, о чем свидетельствует смещение линий на дифрактограммах, и непрореагировавший графит, который, в отличие от сажи, за время технологического цикла не успевает полностью раствориться в расплаве. Избыточный углерод в осаждаемом покрытии будет выполнять роль твердой смазки, понижающей коэффициент трения. Наличие в составе образца X = 20 бронзы подтверждается присутствием на дифрактограммах линий Cu (рис. 1, б). Отсутствие рефлексов Ni, по-видимому, связано с его растворением в расплаве бронзы в процессе СВС.

На рис. 2 представлены СЭМ-изображения поперечных шлифов образцов синтезированной керамики составов Х = 0 и Х = 20.

В структуре образцов состава Х = 0 присутствовали: TiC с растворенным в нем Cr, карбид хрома Cr3C2 , никель Ni, а также графит. В образце Х = 20 дополнительно формировались прослойки меди, в которой растворялся никель, не образуя собственной фазы. Средний размер зерен основной карбидной фазы составлял около 3 мкм.

Состав, структура и свойства покрытий

Покрытие 1 содержало, ат. %: 22,2 Ti, 65,3 C, 10,2 Cr и 2,3 Ni. Введение азота в состав газовой среды (покрытие 2) привело к росту концентрации N c 0 до 26,3 ат. % и снижению содержания углерода до 45,7 ат. %. (табл. 4). Концентрация остальных элементов снижалась на 15–20 %. Покрытия 3 и 4, легированные бронзой, помимо основных элементов содержали, ат. %: 12,0 Cu, 0,4 Sn, 0,3 P (покрытие 3) и 9,6 Cu, 0,4 Sn, 0,1 P (покрытие 4).

Важно отметить, что использованный для определения химического состава метод ЭДС очень чувствителен к рельефу поверхности образца, а также может давать искаженные результаты по легким элементам (C, N, O), поэтому для уточнения концентраций был применен метод ОЭСТР, который позволяет успешно определять как металлические, так и неметаллические элементы [37].

Исследования, проведенные с использованием метода ОЭСТР, показали, что все элементы распределены равномерно по толщине покрытий (рис. 3).

На поверхности покрытий наблюдалось незначительное снижение уровня сигнала, что может быть связано с наличием поверхностных загрязнений, а также присутствием адсорбированных газов и естественной оксидной пленки. Пологий подъем сигнала от подложки обусловлен повышенной шероховатостью поверхности подложки вследствие ионного травления, проводимого перед осаждением. Согласно данным ОЭСТР, концентрация основных элементов в покрытиях составляла, ат. %: 31,4 Ti, 52,1 C, 3,5 Ni и 13,0 Cr (покрытие 1); 23,0 Ti, 37,0 C, 2,5 Ni, 9,0 Cr и 28,5 N (покрытие 2); 27,5 Ti, 46,5 C, 3,8 Ni, 10,5 Cr и 11,7 Cu (покрытие 3); 22,8 Ti, 33,7 C, 2,7 Ni, 8,0 Cr, 9,4 Cu и 23,4 N (покрытие 4).

Атомное соотношение Ti/C для исходных мишеней составляет 0,48, тогда как для полученных покрытий эта величина равна 0,59–0,68. Снижение концентрации атомов углерода в покрытии по отношению к концентрации в мишени может быть связано с их более интенсивным рассеянием на атомах рабочего газа в процессе осаждения, по сравнению с атомами титана, имеющими большую массу [39]. Как будет показано ниже, результаты ОЭСТР хорошо коррелируют с данными РФА.

Толщины покрытий, определенные из ОЭСТР-профилей, а также рассчитанные значения скоростей роста приведены в табл. 4. Для покрытий 1 и 2, осаждаемых при распылении СВС-мишени базового состава без бронзы, эти показатели близки – 2,0 мкм и 91 нм/мин соответственно. При применении мишеней с бронзой происходило увеличение толщины и скорости роста покрытий на 10–15 %, что может быть связано с повышенными электропроводностью (5,8·107 Ом·м) [40] и коэффициентом распыления меди (3–6 атом/ион) [41] по сравнению с карбидом титана (3,0·107 Ом·м и 0,5–1,0 атом/ион) [42; 43]. Стоит отметить, что снижения скорости роста покрытий, характерного для реакционного распыления [44; 45], при переходе от режимов 1 → 2 и 3 → 4 в нашем случае не наблюдалось.

Типичные СЭМ-изображения изломов покрытий показаны на рис. 4, а. Все покрытия характеризовались плотной бездефектной структурой с отсутствием выраженных столбчатых элементов, типичных для ионно-плазменных покрытий на основе TiC [46; 47]. Важно отметить, что наличие столбчатых зерен в структуре, как правило, оказывает негативное влияние на механические и трибологические свойства покрытий [48].

Дифрактограммы покрытий представлены на рис. 4, б. Основной структурной составляющей покрытий являлась ГЦК-фаза c-TiC (ICDD 31-1400). Размер кристаллитов фазы c-TiC, рассчитанный по формуле Шеррера для самой интенсивной линии (200), составил 36, 34, 32 и 29 нм для покрытий 1, 2, 3 и 4 соответственно. Для всех покрытий период решетки (а) фазы c-TiC был равен 0,433–0,434 нм, что близко к значениям для порошкового стандарта. Пики в положении 2θ = 44,2° и 51,5° соответствуют твердому раствору c-(Ni,Cr) (ICDD 77-7616). Для покрытий 1 и 2 размер кристаллитов данной фазы был близок и находился в пределах 22–23 нм. Введение бронзы в состав нереакционных и реакционных покрытий привел к снижению размера кристаллитов фазы c-(Ni,Cr) (111) до 15 и 8 нм (образцы 3 и 4 соответственно). В случае покрытий 3 и 4, легированных бронзой, наблюдался дополнительный пик в положении 2θ ~ 43°, которое близко к значению 2θ, характерному для меди (c-Cu, ICDD 04-0836). Значительное уширение пика и отсутствие других рефлексов могут свидетельствовать о том, что медь находится преимущественно в аморфном состоянии, образуя прослойки, разделяющие кристаллиты основной фазы и препятствующие их коалесценции в процессе роста [17–19].

Результаты скратч-тестирования представлены на рис. 5, значения Lc1 и Lc2 сведены в табл. 5.

Покрытие 1 показало максимальные значения Lc1 = 26,5 Н и Lc2 > 60 Н. Для покрытия 2 появления первой трещины и первого отслоения, сопровождающиеся колебаниями акустической эмиссии и коэффициента трения, наблюдались при нагрузке 15,7 Н. Минимальная трещиностойкость (Lc1 = 2,6 Н) была выявлена для покрытия 3, при этом отслоения покрытия замечено не было во всем диапазоне нагрузок. Покрытие 4 характеризовалось Lc1 = 19,9 Н и Lc2 > 21 Н. Для всех покрытий касание индентором подложки не наблюдалось, т.е. значение величины Lc3 превышало 60 Н. Таким образом, лучшей трещиностойкостью и адгезионной прочностью обладало покрытие 1.

Результаты наноиндентирования показали, что все покрытия характеризуются твердостью в диапазоне H = 18÷21 ГПа и модулем упругости Е = 220÷235 ГПа. Также были рассчитаны стойкость к упругой деформации разрушения (Н/Е) и сопротивление пластической деформации (Н3/Е2), которые позволяют спрогнозировать поведение покрытий в условиях трибологического контакта [49; 50]. Максимальными параметрами Н/Е = 0,090 и Н3/Е2 = 0,174 ГПа характеризовалось покрытие 2. Покрытия 1, 3 и 4 показали близкие значения Н/Е = 0,082÷0,083 и Н3/Е2 = 0,122÷0,132 ГПа. Относительно невысокие значения твердости полученных покрытий могут быть объяснены присутствием избыточной фазы на основе углерода [4]. Действительно, атомные соотношения составляют (Ti + Cr)/C = 0,82÷0,85 для покрытий 1 и 3, а также (Ti + Cr)/(C + N) = 0,49÷0,54 для образцов 2 и 4.

Трибологические испытания показали, что стальная подложка характеризовалась максимальными значениями коэффициента трения fср = 0,63 и 0,71 в контакте с контртелами из сталей марок Р6М5 и Х12МФ (рис. 6, табл. 6). Покрытие 1 обладало минимальным f = 0,17÷0,18, что можно связать с максимальной концентрацией углерода на уровне 50 ат. %. Коэффициенты трения покрытий 2, 3 и 4 находились в пределах 0,22–0,25 при использовании обоих контртел. Стоит отметить, что легирование покрытия 1 азотом привело к увеличению f на 20 %.

Рост коэффициента трения при введении азота в состав покрытий на основе TiC был отмечен ранее в работе [51] и был связан с модификацией структуры и снижением концентрации углерода. Введение меди, в свою очередь, способствует повышению величины f покрытий Ti–Cr–Ni–C и Ti–Cr–Ni–C–N на 40 и 10 % соответственно. Аналогичное увеличение коэффициента трения при введении меди наблюдалось ранее для покрытий TiCN и TiAlSiN [52; 53]. Авторы этих работ объясняют данный эффект негативным влиянием хрупкой фазы Cu2O, образующейся в процессе трения.

На рис. 7 представлены двухмерные профили дорожек износа и микрофотографии контртел после трибологических испытаний покрытий и подложки. Глубина износа подложки превышает глубину дорожки покрытий в 1,5–7,0 и в 2,0–10,0 раз при использовании контртел Р6М5 и Х12МФ соответственно.

Исследование дорожек износа показало, что стальная подложка марки 40ХФА обладала приведенным износом 1,2·10–4 мм3/(Н·м) (контертело Р6М5) и 2,7·10–4 мм3/(Н·м) (контертело Х12МФ) (табл. 6).

Покрытия 1 и 2 продемонстрировали минимальные значения приведенного износа Vcoat = (1,3÷1,4)·10–6 и (1,1÷1,2)·10–6 мм3/(Н·м) в парах трения с Р6М5 и Х12МФ соответственно. Покрытия 3 и 4 при использовании контртела Р6М5 характеризовались Vcoat = 5,0·10–6 и 2,3·10–6 мм3/(Н·м) и близким Vcoat = (3,6÷3,7)·10–6 мм3/(Н·м) при контакте с шариком Х12МФ. Снижение износостойкости покрытий при введении бронзы может быть связано с тем, что основной компонент (Cu) является мягкой фазой, более склонной к истиранию [54]. При микроскопическом исследовании пятен износа на контртелах (рис. 7) было установлено, что максимальный износ контртел происходил в контакте с непокрытой подложкой (табл. 6). Минимальный износ шарика (Vball ) Р6М5 наблюдался для покрытий 1 и 2, а шарика Х12МФ – в случае покрытий 1 и 4.

Таким образом, осаждение покрытий Ti–Cr–Ni–C–(N) и Ti–Cr–Ni–Cu–Sn–P–C–(N) способствует снижению коэффициента трения стальной подложки в 2,5–4,2 раза и уменьшению приведенного износа на два порядка. Стоит отметить, что оптимальным сочетанием низкого коэффициента трения и высокой износостойкости при испытаниях в контакте с шариками Р6М5 и Х12МФ обладало покрытие 1, характеризующееся максимальными трещиностойкостью и адгезионной прочностью.

Заключение

Методом магнетронного распыления в среде Ar и газовой смеси Ar–N2 с использованием СВС-мишеней были получены покрытия Ti–Cr–Ni–C–(N) и Ti–Cr–Ni–Cu–Sn–P–С–(N), характеризующиеся плотной бездефектной однородной структурой. Основной структурной составляющей всех покрытий являлись ГЦК-фазы c-TiC(N) и c-(Ni,Cr). Для покрытий Ti–Cr–Ni–C и Ti–Cr–Ni–C–N размер кристаллитов фаз c-TiC(N) и c-(Ni,Cr) был близок и находился в пределах 34–36 и 22–23 нм. Введение бронзы в состав этих покрытий привело к формированию аморфной фазы на основе меди и снижению размера кристаллитов фаз c-TiC на 12–15 % и c-(Ni,Cr) на 32–64 %. Все покрытия характеризовались твердостью в диапазоне 18–21 ГПа и модулем упругости 220–235 ГПа. Лучшей трещиностойкостью, адгезионной прочностью, минимальным коэффициентом трения (0,17–0,18) и высокой износостойкостью (1,4·10–6 и 1,2·10–6 мм3/(Н·м) в парах трения с контртелами Р6М5 и Х12МФ) характеризовалось покрытие Ti–Cr–Ni–C. Осаждение покрытий в системе Ti–Cr–Ni–Cu–Sn–P–С–N способствовало снижению коэффициента трения стальной подложки в 2,5–4,2 раза и уменьшению приведенного износа на два порядка.