Закономерности формирования, особенности структуры и свойства сверхтвердых нанокомпозитных покрытий

• Автор: Мошков, Владимир Юрьевич
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2009
• Место защиты: Томск
• Количество страниц: 165 с. : ил.

ОГЛАВЛЕНИЕ
ВВЕДЕНИЕ
1. МЕТОДЫ, ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ И ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ НАНОКОМПОЗИТНЫХ СВЕРХТВЕРДЫХ ПОКРЫТИЙ
1.1 Ионно-плазменные (РТ)) методы нанесения покрытий
1.1.1 Магнетронный синтез покрытий
1.1.2 Вакуумно-дуговые методы
1.1.3 Формирование покрытия на субстрате
1.2 Однофазные РУО покрытия на основе ТИЧ - условия синтеза, особенности микроструктуры и свойства
1.3 Нанокомпозитные сверхтвердые покрытия - закономерности их формирования и особенности микроструктуры
1.3.1 Сверхтвердые нанокомпозитные покрытия п-Ме!Ч/а
1.3.2. Сверхтвердые наноструктурные покрытия типа п - МеМ/металл
1.3.3 Слоистые и столбчатые (игольчатые) наноструктурные сверхтвердые покрытия
1.3.4 Заключение к главе
2. ПОСТАНОВКА ЗАДАЧ. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ
2.1 Постановка задач диссертации
2.2. Материалы и методики исследований
2.2.1 Материал исследования
2.2.2 Методики исследований
3. ФАЗОВО-СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ И ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ НАНОКРИСТ А ЛЛИЧЕСКИХ ПОКРЫТИЙ ПИ, ТйЧ/Си, АШ/Си [160 - 162]
3.1 Особенности микроструктуры и упруго-напряженного состояния покрытий ТИМ
3.2 Фазово-структурное состояние нанокомпозитных покрытий п-'ПМ/Си, п-АИЧ/Си
3.3 Заключение к главе
4 ИССЛЕДОВАНИЕ МНОГОЭЛЕМЕНТНЫХ СВЕРХТВЕРДЫХ
НАНОКОМПОЗИТНЫХ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ ТПЧ [161, 175-182]
4.1 Исследование многоэлементных нанокомпозитных покрытий с двухуровневой структурой
4.2 Особенности микроструктуры и упруго-напряженного состояния многоэлементных нанокомпозитных покрытий
4.3 Термическая стабильность микроструктуры и твердости покрытий с двухуровневой структурой

4.4 Особенности и термическая стабильность упруго-напряженного состояния нанокомпозитных покрытий
4.5 Заключение к главе
ВЫВОДЫ
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ
Актуальность темы диссертации. Идеи создания высокопрочных нанокристаллических материалов, основанные на представлениях [1-9] о подавлении процессов роста зародышевых трещин, генерации и распространения дислокаций при уменьшении размеров кристаллитов до значений с!<10-15нмв настоящее время нашли эффективное использование при разработке новых методов целенаправленного синтеза покрытий, обеспечение термической стабильности их структуры и уникальных физикомеханических свойств. Фактически создание и фундаментальные исследования нанокристаллических пленок и покрытий в настоящее время являются одним из перспективных направлений решения актуальной проблемы развития нанотехнологий и получения новых наноструктурных материалов [10-11]. Это связано, во-первых, с возможностью реализации в покрытиях структурно-фазовых состояний и элементного состава, недоступных традиционным методом получения материалов. Во-вторых, в таких пленках и покрытиях могут быть получены зерна размером до (3-5) нм, что практически недостижимо при получении наноструктурных материалов методами порошковой металлургии без их остаточной пористости. В-третьих, создание наноструктурных материалов методами глубокой деформации не позволяют получать состояния с размером зерен менее 10 нм.
Кроме того, эти состояния характеризуются высокодефектной структурой зерен и их границ. Наконец, широкое использование защитных покрытий конструкционных материалов, в качестве активных и пассивных элементов электронных и оптических приборов, адгезионных соединений и т.д. определяют необходимость фундаментальных исследований закономерностей и механизмов формирования структуры и свойств в зависимости от условий их получения.
В этой связи, отметим, что высоконеравновесные условия получения и механизмы формирования тонких пленок и покрытий (низкие температуры синтеза Т5 < 0,3 Тпл, высокая скорость роста покрытий, недостаточная диффузионная подвижность адатомов и коагуляция зародышей зерен на поверхности растущего покрытия и т.д.) как правило определяют [12-22] такую характерную особенность структуры покрытий как наноразмерность зерен. Вместе с тем, функциональные свойства любых покрытий в значительной степени определяются их реальной структурой - размером зерна, наличием примесей, текстурой, фазовым составом, уровнем внутренних напряжений и т.д. Именно поэтому в течение последних (10-15) лет проводятся интенсивные исследования

Интересно, что их максимальные значения наблюдаются при столбчатой структуре покрытий, тогда как снижение внутренних напряжений с увеличением Е, происходит наряду с изменением механизма роста покрытий к непрерывному зарождению зерен (механизм островкового роста) на их поверхности [15, 23, 56].
Последнее, как предполагают авторы [15, 23, 56] обусловлено формированием на поверхности растущего покрытия дефектов, которые служат центрами зарождения зерен. Плотность таких дефектов увеличивается в результате увеличения концентрации точечных дефектов и их кластеров с ростом энергии ионов. Возможно, при этом имеет значение и увеличение пересыщения атомами осаждаемого элемента на поверхности в соответствии с представленной на рисунке 1.4 схемой распыления островков растущей фазы.
Увеличение, объема, связанного с образованием точечных дефектов и их кластеров в каскадах столкновений ионов с материалом растущего покрытия TiN при Ej > 30 эВ, а также их собственные поля напряжений определяют величин)' рассмотренных выше внутренних макронапряжений сжатия. В соответствии с моделью Дэвиса [107], снижение этих напряжений с увеличением энергии ионов Ei и степени ионизации N;/Na пучка осаждаемого материала обусловлено конкурентностью процессов создания точечных дефектов в каскадах и увеличением скорости их аннигиляции вследствие повышения температуры при высоких Ej и N,/Na. В частности, в [107] было показано, что процессы аннигиляции становятся существенными при (Nj/Na) х Ei1/2 > 13,6 эВ, что хорошо согласуется со снижением внутренних напряжений для TiN при Us ~ 100 В (рисунок 1.9).
Хорошо известно [110] что наличие дефектов кристаллического строения (точечных, линейных типа дислокаций или дисклинаций и плоских) приводит к расширению линий рентгеновских отражений, ширина (Г) которых на полувысоте максимума их интенсивности обычно используется для анализа дефектов. Поскольку величина Г определяется не только неоднородностями деформации решетки (локальными деформациями), но и размером блоков когерентного рассеяния рентгеновских лучей (субзерен), помимо расширения анализируется форма линий. В частности, если профиль дифракционных линий может бьггь описан функцией Коши, то доминирует размер блоков когерентного рассеяния, тогда как Гауссовское распределение интенсивности линий определяется локальными искажениями решетки [108, 109]. Найденные с использованием такого анализа значения размера блоков когерентного рассеяния в покрытиях TiN, полученных методом реактивного магнетронного распыления при различных Ej, N,/Na имеют значения (15 ч- 30) нм [23]. А для покрытий TiN со столбчатой структурой, полученных в условиях нереактивного магнетронного распыления при Ej =120 эВ, Na/Ni