Особенности структурно-фазового состояния и свойства вакуумных ионно-плазменных покрытий системы Cr-Al-Si-N

УДК 621.793.1

Особенности структурно-фазового состояния и свойства

вакуумных ионно-плазменных покрытий системы Cr-Al-Si-N

1 2 2 1 В.И. Колесников , О.В. Кудряков , В.Н. Варавка , А.В. Сидашов ,

И.В. Колесников1, Д.С. Мантуров1, А.И. Воропаев1

1 Ростовский университет путей сообщения, Ростов-на-Дону, 344038, Россия 2 Донской государственный технический университет, Ростов-на-Дону, 344000, Россия

В качестве объекта исследований изучены покрытия системы CrAlSiN, полученные по технологии ионно-плазменного осаждения в вакууме. В работе ставилась задача исследования параметров состава и структуры покрытий, ответственных за формирование свойств покрытия, наиболее существенных для их прикладного использования. С этой целью выполнено изучение структурной морфологии покрытий, их элементного распределения и фазового состава, определены физико-механические, адгезионные и трибологические характеристики. Покрытия осаждались на подложках из азотированной и цементованной конструкционных сталей, имеющих широкое распространение, например, в машиностроительном производстве. Поэтому при определении свойств покрытий эталонами для сравнения служили соответствующие свойства поверхности материала подложки без покрытия. Толщина покрытий составляла 0.82-1.18 мкм. К наиболее значимым результатам работы следует отнести экспериментальное подтверждение неравновесности ионно-плазменных покрытий, продемонстрированное на примере сравнительного анализа фазового состава покрытия по результатам рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии и термодинамического моделирования в программе Termo-Calc. Кроме того, показано, что нанесение покрытий CrAlSiN существенно повышает такие механические характеристики поверхности, как твердость, сопротивление упругой и пластической деформации. Благодаря этому, а также за счет высокой адгезии к поверхности подложки, применение покрытия CrAlSiN в условиях проведенных трибологических испытаний обеспечивает снижение износа в 2-4 раза по сравнению с азотированной сталью и на порядок по сравнению с цементованной сталью. Вклад в достижение этих преимуществ вносит также неравновесность структурно-фазового состояния покрытия. По результатам проведенных исследований вакуумные ионно-плазменные покрытия CrAlSiN позиционируются как износостойкие, в том числе и в условиях трения.

Ключевые слова: ионно-плазменная технология, PVD-покрытия, микроструктура, сканирующая электронная микроскопия, термодинамическое моделирование, рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия, фазовый анализ, индентирование, адгезия, скретч-тестирование, трибологические испытания

DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_6_26

Structural-phase state and properties of Cr-Al-Si-N coatings obtained by vacuum arc plasma deposition

V.I. Kolesnikov1, O.V. Kudryakov2, V.N. Varavka2, A.V. Sidashov1, I.V. Kolesnikov1, D.S. Manturov1, and A.I. Voropaev1

1 Rostov State Transport University, Rostov-on-Don, 344038, Russia 2 Don State Technical University, Rostov-on-Don, 344000, Russia

This study discusses CrAlSiN coatings obtained by vacuum arc plasma deposition. The structural and compositional parameters are identified which are responsible for the most essential properties of the coatings in terms of their application. The structural morphology, elemental distribution, and phase composition of the coatings are investigated. The physi-comechanical, adhesive and tribological characteristics are determined. Coatings were deposited on substrates of nitrided and carburized structural steels widely used in mechanical engineering. The coating properties were determined and compared with the corresponding surface properties of a standard uncoated specimen. The coating thickness on the experimental specimens was 0.82-1.18 |im. A comparative analysis of the coating phase composition was carried out using X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) and thermodynamic calculations with Termo-Calc software. It was shown and proved experimentally that ion plasma coatings are nonequilibrium. In addition, CrAlSiN coatings significantly increase the mechanical characteristics of the material, such as hardness and resistance to elastic and plastic deformation, and adhere well to the substrate surface. In tribological tests, CrAlSiN coatings reduced the wear rate by a factor of 2-4 compared to nitrided steel and by an order of magnitude compared to carburized steel. These high properties are also attributed to the nonequilibrium structural-phase state of the coating. The obtained results indicate that vacuum arc plasma CrAlSiN coatings can be used as wear resistant protective coatings, including under friction conditions.

Keywords: ion plasma deposition, PVD coatings, microstructure, scanning electron microscopy, thermodynamic modeling, X-ray photoelectron spectroscopy, phase analysis, indentation, adhesion, scratch testing, tribological testing

© Колесников В.И., Кудряков О.В., Варавка В.Н., Сидашов А.В., Колесников И.В., Мантуров Д.С., Воропаев А.И., 2022

1. Введение

Целенаправленное конструирование поверхностных слоев материала в настоящее время представляется одной из наиболее перспективных задач во многих отраслях науки и промышленности. В последние годы на роль полифункционального модификатора свойств поверхности активно выдвигаются разнообразные покрытия и тонкие пленки, получаемые различными технологическими методами. Своя ниша в этой области имеется и у металлокерамических тонких пленок, формируемых по вакуумной ионно-плазменной технологии [1, 2]. Уникальность строения и свойств ионно-плазменных покрытий детерминирована технологией их получения [3, 4]. Широкое поле химических составов и разнообразие структур РУБ- и СУБ-покрытий делают это направление весьма перспективным с точки зрения поиска универсального адаптивного покрытия, состав и строение которого могли бы обеспечить структурную самоорганизацию поверхности в условиях различных внешних воздействий. Наибольшие успехи в этом направлении достигнуты в борьбе с некоторыми видами износа. Так, например, в качестве износостойких триботехнических материалов промышленное применение имеют вакуумные ионно-плазменные покрытия углеродных [57], нитридных [3, 8], металлокерамических систем [9-11]. Однако в силу специфичности объекта, возможности этого класса покрытий изучены лишь избирательно и в настоящее время научный поиск продолжается: предлагаются и исследуются новые комбинации компонентов покрытий, совершенствуются технологии их нанесения, формируются базы данных, отрабатываются аналитические подходы для синтеза и моделирования поведения покрытий.

Научный интерес к ионно-плазменным покрытиям развивался от простого к сложному. По мере развития технологии напыления сначала осваивались простые двухкомпонентные системы, среди нитридных покрытий это были ТШ и СК, а затем путем легирования система усложнялась до трех- (например Т1АШ или Сгё1К), четырех-компонентной или формировалась в виде композита (например СгА^К/А^К). Исследования ионно-плазменных покрытий системы СгА^К начаты относительно недавно [9, 12]. За прошедшие годы экспериментальные исследования покрытий этой системы были посвящены изучению влияния легирующих элементов покрытия на его свойства [13] и технологическим возможностям

получения покрытий [14, 15], определению возможностей их триботехнического применения [16-18], в том числе при высоких температурах [17, 19], использованию их в качестве износостойких покрытий металлорежущего инструмента [20], в качестве защиты от оксидирования [2123] и коррозии [23], а также отрабатывались режимы их нанесения в качестве слоистого компонента нанокомпозиционных покрытий [16, 24, 25]. Полученные результаты демонстрируют перспективность системы СгА^К как универсального ионно-плазменного покрытия для прикладного использования во многих сферах деятельности. Однако в силу многокомпонентности покрытия и большого числа параметров, определяющих процесс его формирования, важные аспекты взаимовлияния элементного, фазового и структурного состава покрытия на его характеристики остаются слабоизученными. В связи с этим в качестве основной задачи предлагаемой работы ставилось выявление особенностей состава и строения покрытий системы СгА^К, обусловленных технологией их вакуумного ионно-плазменного осаждения. Параллельно с этим решались сопутствующие задачи, возникающие в процессе исследования, в том числе изучение адгезионного взаимодействия покрытий СгА^К с принципиально различными по отношению к адгезии нитридных покрытий типами подложки, определение физико-механических и трибологических характеристик, значимых для прикладного использования вакуумных ионно-плазменных покрытий.

2. Материалы и методы исследования

В качестве объекта исследования были выбраны покрытия нитридной системы СгА^К, получаемые в вакууме с использованием ионно-плаз-менной технологии. Выбор обусловлен возможностью получения в них различных типов структуры и фазового состава при варьировании процентной доли компонентов и режимов нанесения. Для получения покрытий была использована вакуумная установка РЬАТ1Т п80. Режим испарения — дуговой двухкатодный, с магнитной сепарацией. Использовались катоды из силумина и чистого хрома. Осаждение проводилось при остаточном давлении в вакуумной камере ~1.3 Па, температуре 350-450 °С и отрицательном напряжении смещения 100-150 В на подложке. Вольт-амперные параметры дуги при базовом режиме нанесения покрытия СгА^К для распыления хромового катода составляли 120 А и 22.5 В, для

распыления силуминового катода — 100 А и 29 В. В качестве рабочего газа использован чистый азот. Нанесение покрытия осуществлялось в течение 60-85 мин в зависимости от толщины покрытия, которая составила 0.8-1.1 мкм.

В качестве подложки для нанесения покрытий использованы плиточные образцы с размерами 50^30x5 мм из конструкционных сталей 12Х2Н4А с бейнитной структурой и цементованной поверхностью и 38Х2МЮА с сорбитной структурой и азотированной поверхностью.

Высокая чувствительность вакуумных ионно-плазменных покрытий к качеству поверхности подложки хорошо известна. Поэтому при подготовке образцов-подложек шероховатость рельефа их поверхности составляла уровень не ниже 10 класса (Ra < 0.12 мкм, Rz < 0.6 мкм) по ГОСТ 2789. Поверхности подложек подвергались также двухэтапной очистке в вакуумной камере непосредственно перед нанесением покрытий: травлению ионами аргона (5 мин при низком вакууме, скачкообразное изменение напряжения смещения, без дуги) и ионами хрома (5 мин при высоком вакууме, фиксированное напряжение смещения 700 В, ток дугового разряда 80 А, дуга горит на задней стороне мишени).

Выбор материала подложки обусловлен широким применением конструкционных цементованных и азотированных сталей в нагруженных зубчатых и червячных передачах, шлицевых муфтах и т.п. машиностроительных узлах, подверженных износу. Свойства поверхности подложек без покрытий измерялись параллельно со свойствами покрытий и использовались в качестве эталона в процессе всего цикла исследований.

Строение покрытий изучали с использованием двулучевого сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) ZEISS Crossbeam 340, имеющего встроенный детектор энергодисперсионного анализа (ЭДА) состава. Ионный источник (FIB) позволяет выполнять кросс-секции (сечения) покрытий непосредственно в вакуумной камере микроскопа.

Более тонкие исследования химического и фазового состава покрытий, в том числе и по глубине, были выполнены методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) путем послойного ионного профилирования (стравливания) поверхности покрытия по глубине с помощью системы анализа поверхности SPECS. Об-

зорные спектры снимались с исходной поверхности и профилированных поверхностей покрытия до появления в спектре электронных линий железа, что служило ориентиром влияния подложки. Получение спектров осуществлялось при глубоком вакууме 8  10-8 Па. Для каждого химического элемента в атомном спектре выделялись особенности в энергии связи и тонкой структуре спектра, по которым делались заключения о фазовом составе покрытия [26, 27].

Физико-механические свойства покрытий (модуль упругости Е и твердость Н) определялись методом непрерывного индентирования на платформе Nanotest-600 [28-30]. Учитывая малую толщину покрытий, чтобы избежать влияния подложки, была использована нагрузка 10 мН. Поскольку использованная нагрузка соответствует нанодиапазону, индентирование осуществлялось с применением трехгранного индентора Беркови-ча. Условия испытаний и обработка полученных данных осуществлялась в соответствии с ГОСТ 8.748. Измерения проводились на 3-7 однотипных образцах. В статье приводятся средние значения измеренных величин с учетом рекомендаций статистической обработки данных по ГОСТ Р 50779.25, ГОСТ Р ИСО 16269-4. Для исключения влияния качества поверхности покрытий (в частности рельефа) на результаты измерений учитывались только те значения Е и Н, отклонение которых от средневзвешенных не превышало 10 %. На основе полученных экспериментальных значений Е и Н выполнялся расчет соотношений H/E и Н3/Е2. Для износостойких покрытий и тонких пленок величины H/E и Н3/Е2 характеризуют сопротивление соответственно упругой и пластической деформации [31].

Адгезия покрытий определялась методом скретч-тестирования с использованием многофункциональной платформы CSM Instruments, помимо скретч-тестера оснащенной атомно-сило-вым микроскопом, наноиндентором и системой оптического позиционирования. Измерения проводились в режиме нагружения с переменной нагрузкой в диапазоне 0.03-30 Н и скоростью на-гружения 30 Н/мин. Длина царапины составила 5 мм. Использовался алмазный индентор Роквел-ла с радиусом 200 мкм. Методика измерений соответствовала действующим стандартам [32]. Результаты исследования включали графики изменения нормальной нагрузки, коэффициента и си-

Рис. 1. Строение покрытия CrAlSiN в поперечном сечении, СЭМ: кросс-секция FIB, выполненная в вакуумной камере микроскопа

лы трения, абсолютной и остаточной глубины внедрения индентора, сигнала акустической эмиссии, которые измерительная платформа строит автоматически.

Трибологические свойства исследуемых ион-но-плазменных покрытий (коэффициент трения интенсивность объемного износа образца J и контртела J0 определяли при испытаниях на машине трения TRB (CSM Instruments, Швейцария). Испытания проводились по схеме «штифт - пластина» при нагрузке 10 Н и возвратно-поступательном движении образца с амплитудой 800 мкм и частотой 10 Гц. Контртелом служил шарик из сплава типа ВК (WC + Со) диаметром 6.35 мм, жестко закрепленный в штифте, поэтому испытания относятся к типу трения скольжения. Продолжительность испытания — 50000 циклов. Объемный износ (мм3) в расчете на величину использованной нагрузки (Н) и длину трека (м) определялся трибометром в автоматическом режиме.

3. Результаты и их обсуждение

Типичная структура исследованных покрытий системы СгЛ181К в поперечном сечении, полученная при различных методах пробоподготовки, приведена на рис. 1. Она представляет собой монослой толщиной 0.82-1.18 мкм, характеризуется неоднородностью структуры и плотной волокнисто-столбчатой кристаллической морфологией, соответствующей зонам 2 и Т на диаграмме Мовча-на-Демчишина-Торнтона (М-Б-Т) [4]. На поверхности покрытия встречается незначительное количество единичных следов капельных дефектов, находящихся в стадии «залечивания» — постепенного сглаживания впадин рельефа в результате осаждения новых атомных слоев покрытия (рис. 2). Минимизация количества дефектов капельного происхождения, характерных для дугового испарения, достигается благодаря использованию магнитной сепарации в процессе нанесения.

Наиболее характерное распределение элементов в исследуемых покрытиях СгЛ1Б1К показано на рис. 2 и в табл. 1. В составе покрытия домини-

Таблица 1. Сводные результаты анализа элементного состава покрытия СгЛ1Б1К, ЕБЛХ по поверхности покрытия

Рис. 2. Элементный состав покрытия СгЛ1Б1К, ЕБЛХ по поверхности покрытия: электронное изображение СЭМ с областями сканирования

Спектр 1 Спектр 2

N, ат. % 46.55 46.32

Al, ат. % 17.13 16.62

Si, ат. % 8.44 8.23

Cr, ат. % 26.94 28.17

Fe, ат. % 0.71 0.47

Ni, ат. % 0.23 0.19

Сумма, ат. % 100.00 100.00

Таблица 2. Исходные данные для термодинамического расчета покрытий системы СгАМЫ в программе Тегшо-Са1с ТСШ4

Данные системы CrAlSiN Данные компонентов

Моль 1 Компонент Мольная доля Массовая доля

Масса, г 26.83632 Si 0.08 0.083725339

Температура, К 723.15 N 0.50 0.260970953

Полная энергия Гиббса, Дж -116510.255 Al 0.17 0.170922839

Энтальпия, Дж -91926.837 Cr 0.25 0.484380869

Объем, м3 0.00000615048 Fe, Ni - -

руют Cr и N, что обусловлено спецификой дугового испарения с двух катодов из силумина и чистого хрома.

Определение фазового состава покрытия было выполнено двумя путями: теоретически — путем термодинамического моделирования с использованием программного пакета Termo-Calc TCW4 (TCS, Швеция) [33-35], экспериментально — по методикам РФЭС с использованием системы анализа поверхности SPECS.

В качестве исходных данных для термодинамического моделирования в виде табл. 2 были введены: ориентировочный состав композиции покрытия, соответствующий полученным экспериментальным покрытиям (табл. 1), и параметры на-

несения покрытий, часть которых является технологическими параметрами осаждения (например температура подложки), а другая часть представляет собой входные термодинамические характеристики, определенные программой (например энтальпия и энергия Гиббса). В большинстве случаев программа Тегшо-Са1с используется для построения диаграмм равновесных фазовых состояний системы. Результаты, полученные в такой форме, обладают впечатляющей наглядностью, однако требуют изрядных затрат расчетного времени и машинных ресурсов. Для решения задач настоящей работы нет необходимости в построении диаграммы, охватывающей широкие интервалы концентраций компонентов и параметров

Таблица 3. Результаты термодинамического расчета покрытий СгАЙМ, отвечающие набору исходных данных табл. 2

Стабильные фазы* Моль Масса Объемная доля Состав

Компонент Мольная доля Массовая доля

ALN 0.34 6.96813 0.349428635 Al 0.5 0.658274171

N 0.5 0.341725829

Cr 0 0

Si 0 0

FCC_A1 0.39405004 13.00861281 0.344003379 Cr 0.500291953 0.787977545

N 0.499708047 0.212022455

Si 0.500292  10-12 0.425632  10-12

Al 0.500292  10-12 0.408901  10-12

HCP_A3 0.079283293 3.118617192 0.09139246 Cr 0.666722249 0.881321769

N 0.33327775 0.118678231

Si 0.490109  10-9 0.349947  10-9

Al 0.666722  10-12 0.457339  10-12

SI3N4 0.186666667 3.740959998 0.215175525 Si 0.428571429 0.600615885

N 0.571428571 0.399384115

Cr 0 0

Al 0 0

* Сохранена орфография обозначения фаз программы Termo-Calc.

1400 1200 1000 800 600 400 200 0 Энергия связи, эВ

Рис. 3. Обзорные спектры с поверхности покрытия CrAlSiN после 5

нанесения. В рамках работы интерес представляет достаточно узкий набор исходных данных, поэтому результаты моделирования были получены в дискретной форме (табл. 3).

Расчеты, выполненные в рамках равновесной термодинамики с помощью программного пакета Termo-Calc TCW4, показывают, что основными фазовыми составляющими экспериментального покрытия CrAlSiN являются нитрид алюминия AlN (34 % на моль), нитрид хрома CrN с ГЦК-ре-шеткой (39.4 % на моль) и нитрид кремния Si3N4 (18.7 % на моль). В несколько меньшем количестве в равновесной структуре покрытия присутствует также нитрид хрома Cr2N с ГПУ-решеткой (7.9 % на моль).

Для получения экспериментальных значений фазового состава покрытия CrAlSiN был использован РФЭС-анализ особенностей энергии связи и тонкой структуры спектра каждого атома химического элемента покрытия. На установке SPECS регистрировались обзорные спектры и спектры внутренних линий элементов, полученные с поверхности покрытия, а также после его ионного профилирования (стравливания). На рис. 3 приве-

дены начальный и финальный обзорные электронные спектры покрытия СгЛ^К, полученные с поверхности исходного образца после 5-минутного профилирования аргоном (!) и после 850-минутного травления Лг+ того же образца (2). Ионное профилирование выполнялось каждые 5 мин, пока толщина стравленного слоя не составила в единицах длины 400 нм, а затем каждые 10 мин. Каждый цикл профилирования завершался получением спектра РФЭС с профилированной поверхности.

Установлено, что примерно до половины глубины фазовый состав покрытия включает соединения оксида алюминия Л1203, нитрида кремния 813К4 и нитрида хрома СгМ Начиная с глубины около 70 % от общей толщины покрытия и до подложки, нитрид хрома СгК отсутствует, а атомы Сг встречаются в нулевой степени окисления. На этой глубине покрытия обнаруживаются и атомы Бе в аналогичном состоянии. В целом по покрытию зарегистрированные значения спектральных линий составляют [36, 37]:

1) основная линия кремния Б12р (99 эВ) со сдвигом 2.8 эВ, соответствующим соединению

2) оксид алюминия Л1203 с основной линией 1б кислорода 74.5 эВ и дополнительной — 530.9 эВ; причем в районе основной линии происходит дублирование с линией алюминия Л12р (72.4 эВ);

3) основная линия хрома Сг2р (574.1 эВ) со сдвигом 1.4 эВ, соответствующим соединению СгК, и дополнительные линии Сг2б (396.8 и 397.2 эВ);

4) рентгеновский фотоэлектронный спектр N18 имеет две компоненты с энергиями 396.8 и 397.2 эВ, которые образованы 1б электронами азота (на рис. 3 в обзорном спектре 1 из-за невысокого разрешения эти компоненты по отдельности не видны); их присутствие в обзорном спектре дополнительно указывает на наличие соединения СгК, а также соединения ЛШ;

5) основная линия железа (707.1 эВ).

Таким образом, анализ фазового состава покрытий СгЛ1Б1К показал, что технология вакуумного ионно-плазменного напыления формирует покрытия в неравновесном фазовом состоянии. Наиболее неустойчивыми фазами являются нитриды хрома. Прогнозируемый при термодинамическом моделировании нитрид Сг2К при ионно-плазменном осаждении в покрытии вообще не образуется, а нитрид СгК по глубине покрытия име-

ет неоднородное распределение, убывая от поверхности к подложке (рис. 3).

Отсутствие в структуре покрытия нитрида Сг2К связано с неравновесными условиями формирования пленки СгА181К и может иметь следующее объяснение. В равновесных условиях в системе Сг-К соединение Сг2К образуется в результате эвтектического превращения при температуре 1640 °С и имеет широкую область гомогенности 18-33 ат. % К, которая при понижении температуры резко уменьшается до стехиометри-ческого состава [38]. Вакуумное ионно-плазмен-ное осаждение покрытия происходит в условиях практически мгновенно падающей температуры: от температуры плазменной дуги до температуры твердой подложки 350-450 °С, минуя жидкое состояние. В подобных условиях равновесный механизм образования нитрида Сг2К исключается и, по-видимому, первостепенное влияние будут оказывать кинетические процессы зарождения фаз на поверхности роста. Относительно низкая температура подложки налагает ограничения на диффузию, особенно для более тяжелых элементов, к которым относится Сг. В конкурентном процессе зарождения фаз Сг2К и СгК это обеспечивает преимущества низкотемпературной фазе с меньшим содержанием Сг, т.е. нитриду СгК Здесь следует также учесть то обстоятельство, что снижение давления азота в системе Сг-К уменьшает температуру образования нитридов хрома [38]. При низком давлении, использованном при ионно-плазменном нанесении покрытия СгА181К (порядка 0.1-1.0 Па), равновесные температуры зарождения Сг2К и СгК составляют ~750 и ~450 °С соответственно, т.е. температура зарождения низкотемпературной фазы СгК примерно соответствует температуре подложки. С этих позиций решающими факторами в процессе формирования фазы СгК и отсутствия в покрытии фазы Сг2К следует считать такие технологические параметры, как температура подложки и давление азота в рабочей камере вакуумной установки. В целом же процесс фазообразования в покрытии системы СгА181К является более многофакторным и сложным. Он требует специального, более тонкого физического исследования, учитывающего, в частности, присутствие на поверхности роста таких элементов, как А1, 81, О.

Условия, складывающиеся на поверхности роста, влияют также на структурообразование покрытия СгА181К Наблюдаемая волокнисто-столб-

чатая морфология (рис. 1, б) отличает полученные покрытия СгА181К от других нанокомпозицион-ных покрытий аналогичного состава, содержащих около 8 ат. % [9, 11, 16-19]. Традиционная структура, формирующаяся в аналогичных условиях ионно-плазменного напыления, представляет собой 3Б-нанокомпозит с оболочкой аморфного нитрида 813К вокруг кристаллитов нитридов Сг и А1. Однако, как правило, покрытия с традиционной морфологией получают в экспериментальных условиях на модельных однофазных подложках из чистого кремния или аустенитной стали. В рассматриваемом нами случае подложка представляет собой гетерофазную стальную поверхность, твердорастворная Бе-основа которой содержит дисперсные карбиды (12Х2Н4А) и/или нитриды (38Х2МЮА) с высокой плотностью распределения. Условия зарождения и роста фаз на такой неоднородной поверхности априори должны изменять и механизм кристаллизации покрытия, поскольку изменяются факторы ориентаци-онного соответствия решеток, значения межфазных энергий на поверхности роста и т.д. Учитывая многокомпонентный состав покрытия, задача детального анализа такого процесса вновь становится многопараметрической, требующей специального исследования на поверхности роста.

Отдельного обсуждения заслуживает вопрос о наличии кислорода в покрытии. Данные ЕБАХ (рис. 2, табл. 1) не содержат кислород, а данные РФЭС (рис. 3) фиксируют в покрытии его присутствие, в том числе и в виде оксида А12О3. Расхождение связано главным образом с особенностями методов детектирования состава.

Метод ЕБАХ с использованием для разложения в спектр твердотельного детектора обладает низким энергетическим разрешением (до 160 эВ), поэтому близко лежащие в спектре линии СгЬа (0.638 кэВ) и ОКа (0.5249 кэВ) не разрешаются. Учитывая большое количество хрома, детектор идентифицировал общий пик кислорода и хрома как линию СгЬа. Поэтому кислород в покрытии не фиксируется методом ЕБАХ.

Метод РФЭС высокочувствителен к состоянию поверхности. Глубина его анализа составляет 3Х, где X — длина свободного пробега электрона в твердом теле. Для электронов, формирующих линию О18, это составит около 3.6 нм. РФЭС надежнее, чем метод ЕБАХ, регистрирует кислород еще и потому, что ЕБАХ не имеет чувствительности к химической связи. Так, проведенное

Таблица 4. Количественные данные РФЭС по элементному составу покрытия, ат. %

Спектральные линии элементов

Поверхность покрытия

Покрытие вблизи подложки

по результатам РФЭС разложение 018 спектров на компоненты показывает, что кислород на поверхности покрытия можно разделить на три группы: первая относится к оксиду алюминия; вторая — к кислороду, адсорбированному на поверхности и по границам зерен; третья компонента (небольшая) относится к ОН группам, или кислороду воды. По мере приближения к подложке количество растворенного кислорода, а вместе с ним и А12О3, существенно снижается (ср. спектры 1 и 2 на рис. 3). При этом следует учитывать эмпирические данные РФЭС, из которых известно, что при травлении низкоинтенсивный компонент, относящийся к адсорбированному кислороду, полностью не исчезает [39, 40]. Кроме того, если в процессе осаждения покрытия в вакуумной камере присутствует кислород, адсорбированный на стенках камеры или технологической оснастки, то в первую очередь происходит окисление наиболее химически активного элемента — алюминия. Это препятствует формированию в покрытии равновесной фазы АШ. Анализ О18 спектров покрытия на границе со стальной подложкой (после 850 мин ионного травления) показал, что из трех компонентов остается компонент, относящийя к адсорбированному кислороду. Аналогичное изучение спектральной линии А12р свидетельствует

О18 С18 N18 Сг2р Аг2р А12р Б12р Бе2р

20.4 1.6 25.3 10.7 3.4 33.4 5.2 -

8.6 5.5 10.5 9.9 5.2 20.5 0.9 38.9

о том, что на поверхности покрытия она содержит два компонента: один относится к оксиду А12О3, другой — к нитриду алюминия АШ. В спектрах, полученных около стальной подложки, линия А12р содержит только один компонент, относящийся к связи А1Ш. На основании этих данных РФЭС можно отметить, что покрытие содержит в основном металлы, связанные с азотом и кремнием. Но на поверхности имеется небольшое количество оксидов алюминия, число которых с глубиной заметно уменьшается.

Количественные данные РФЭС по элементному составу покрытия, приводимые в табл. 4, лишь качественно согласуются с данными ЕБАХ (данные учитывают три электронных состояния кислорода и углерода; атомы аргона внедряются в решетку покрытия в процессе ионного травления при РФЭС).

Ошибка приближений при выводе формул метода РФЭС в определении концентрации элементов не превышает 20 % (отн.). Для значений концентраций, близких к максимальной на поверхности, ошибка составляет 4 ат. %, при уменьшении абсолютного значения концентраций ошибка снижается до 2 ат. %. Статистика интенсивности по кислороду позволяет ограничиваться только погрешностью метода.

Таблица 5. Результаты механических и трибологических испытаний покрытий СгАМЫ

Измеряемые характеристики Поверхность подложки без покрытия Покрытие СгА1Б1К на подложке

38Х2МЮА азотированная 12Х2Н4А цементованная 38Х2МЮА азотированная 12Х2Н4А цементованная

Физико-механические характеристики

Твердость Н, ГПа 12.00 6.42 22.80 24.10

Модуль упругости Е, ГПа 241.0 200.0 259.7 251.3

Н/Е 0.0498 0.0321 0.0878 0.0959

Н 3/Е 2, ГПа 0.02975 0.00660 0.28630 0.28850

Трибологические характеристики

Коэффициент трения ^ 0.528 0.900 0.530-0.670 0.820

Износ образца 7, 10-7 мм3/Н/м 4.500 12.300 1.050-2.310 0.792

Износ контртела 7с, 10-7 мм3/Н/м 3.96 4.46 1.04-1.50 1.66

Optic image

Indenters

Type: Rockwell Serial number: 299

Critical loads

N Optical Ft АЕ Pd

Le 1 14.26 14.06

Normal load and friction Acoustic emission

.>0.0-

27.024.021.018.015.012.09.06.03.00.0-N

0.00 0.50 1.00 1.50 2.00 2.50 3.00 3.50 4.00 4.50 5.00 mm  Friction coefficient  Frictional force Normal force  Acoustic emission

Рис. 4. Протокол адгезионных испытаний методом скретч-тестирования образцов азотированной стали 38Х2МЮА с покрытием CrAlSiN; по нижней горизонтальной оси — длина царапины

Material: Diamond Radius (|im): 200

Комплекс испытаний ионно-плазменного покрытия СгЛ1Б1К включал определение физико-механических характеристик методом непрерывного индентирования, адгезионных свойств методом скретч-тестирования и трибологических характеристик в процессе трения по схеме «штифт -пластина» при возвратно-поступательном движении образца (пластины). Полученные результаты обобщены в виде табл. 5 и рис. 4.

В табл. 5 представлены усредненные значения после статистической обработки экспериментальных результатов, полученных в соответствии с методиками измерений (разд. 2). Интервал значе-

ний приведен для образцов, имевших относительно большой разброс данных. Существенные отклонения измеряемых характеристик от среднего уровня, как правило, связаны с качеством подготовки поверхности образца или с наличием дефектов покрытия капельного происхождения. Первая из этих причин влияет на характеристики покрытия ввиду того, что тонкие пленки, полученные при ионно-плазменном осаждении элементов, в процессе роста с большой точностью воспроизводят рельеф поверхности подложки. Рост кристаллов в соответствии с кристаллографическими ориентировками решетки при шеро-

ховатой поверхности подложки ведет к столкновению кристаллитов, их деформации, формированию внутренних напряжений и дефектов роста [1, 41]. Вторая причина часто сопутствует дуговому катодному испарению при недостаточно эффективной магнитной сепарации.

Анализ данных табл. 5 дает основание характеризовать покрытие системы СгА181К как износостойкое. В условиях проведенных испытаний на трение, которые носили прикладной верификационный характер, оно показало значительное снижение износа: в 2-4 раза по сравнению с азотированной стальной поверхностью нитраллоя 38Х2МЮА и на порядок по сравнению с высокоуглеродистой мартенситной поверхностью стали 12Х2Н4А после цементации. При этом коэффициент трения покрытия практически не снижается по сравнению с эталонной подложкой, оставаясь высоким, что характерно для металлических покрытий, работающих без смазки в условиях сухого трения. Ввиду этого обстоятельства вакуумное ионно-плазменное покрытие СгА181К не может быть отнесено к категории трибологических. Высокая износостойкость покрытия достигается за счет его высоких показателей всех механических характеристик Н, Н/Е, Н3/Е2. Особенно высоким оказывается сопротивление покрытия пластической деформации, что выражается кратным повышением твердости Н и отношения Н3/Е2 по сравнению с эталоном-подложкой. Что же касается модуля упругости Е, то здесь покрытие занимает некоторое промежуточное положение между сталями с примерным уровнем Е=200 ГПа и керамиками с уровнем значений Е в диапазоне 300 (керамика 2ТА)-400 (А12О3) ГПа. По этому показателю ионно-плазменное покрытие СгА181К с полным основанием может быть отнесено к категории металлокерамических [42].

Свой вклад в высокую износостойкость покрытия при трении вносит и хорошая адгезия к азотированной и цементованной поверхностям. На рис. 4 проиллюстрирован результат скретч-тестирования покрытия СгА181К, нанесенного на подложку из азотированной стали 38Х2МЮА. Показаны графики изменения нормальной нагрузки (крайняя левая и горизонтальная оси), силы трения (средняя левая вертикальная ось), коэффициента трения (левая вертикальная безразмерная ось) и сигнала акустической эмиссии (правая вертикальная ось). В автоматическом режиме (по сигналу акустической эмиссии) прибором определено значение критической нагрузки

Ьс\ = 14.06 Н, которая представляет собой момент образования первых трещин в покрытии. Значение критической нагрузки Ьс\ достаточно наглядно определяется и по графикам коэффициента и силы трения, приведенным на рис. 4: резкое возрастание при значении нормальной нагрузки 14.06 Н. Близкое значение получено при использовании приборной опции оптического определения Ьс\ (14.26 Н). На рис. 4 представлены результаты одного из наиболее типичных измерений силы адгезии. В целом же статистические данные критической нагрузки Ьс\ по семи образцам составили интервал 12.57-17.19 Н при среднем значении 14.49 Н.

Полученные значения нагрузки Ьс\ характеризуют удовлетворительный уровень адгезии покрытия СгА181К [43, 44]. Поэтому адгезия не может рассматриваться в качестве критического фактора, ограничивающего работоспособность покрытий этой системы в условиях испытаний на трение. Для сравнения, среднестатистическая величина силы адгезии Ьс\ вакуумного ионно-плаз-менного покрытия Т1АВД со слоистой 2Б-морфо-логией к той же азотированной подложке, измеренная по аналогичной приборной методике, составила всего 3.42 Н [45]. Известно, что металлы плохо смачивают нитриды [46]. Это часто становится причиной низкой износостойкости покрытий (в том числе и ионно-плазменных), нанесенных на азотированную поверхность стали. В работе [45] показано, что плохая адгезия ионно-плазменного покрытия Т1АШ к азотированной поверхности становится причиной окислительно-абразивного механизма изнашивания и ведет к резкому усилению износа в условиях испытаний, аналогичных настоящей работе. При этом износ образцов с покрытием Т1АВД на азотированной подложке оказывается выше, чем у подложки без покрытия. При трибологических испытаниях образцов стали 38Х2МЮА с покрытиями системы СгА181К таких явлений не наблюдалось — износостойкость покрытий была стабильно выше азотированного эталона. Что касается подложки с цементованной стальной поверхностью, то практически у всех исследованных ионно-плазменных покрытий различного состава компонентов, в том числе и СгА181К, адгезия на границе «покрытие -подложка» превышала уровень удовлетворительной адгезионной прочности (ЬсХ > 12.0 Н) [45, 47] при отсутствии отслоений покрытия во всем использованном диапазоне нагрузок. Износостойкость таких покрытий определяется уровнем их

когезионной прочности, а для таких многофазных покрытий, как СгА181К, также и прочностью внутренних межфазных границ, т.е. зависит в первую очередь от структуры покрытия.

4. Выводы

Напыление ионно-плазменных покрытий осуществляется в вакууме, при повышенных температурах (300-500 °С) и занимает довольно протяженное время, поскольку скорость атомарного или молекулярного осаждения весьма невелика (0.5-7.0 мкм/ч). Существует стойкое убеждение, что в подобных условиях любые физико-химические неоднородности должны испытывать релаксацию, преимущественно за счет диффузионных процессов. Сравнительный фазовый анализ покрытий СгА181К, выполненный в работе путем термодинамического моделирования в программном пакете Тегшо-Са1с TCW4 и путем экспериментального исследования образцов по методикам РФЭС, показал, что фазовое состояние покрытия является неравновесным. В частности, в составе покрытия СгА181К, полученного при дуговом напылении, отсутствовала равновесная фаза Сг2К Вместе с тем в покрытии обнаружена фаза А12О3, присутствие которой не прогнозировалось как по технологии напыления, так и по термодинамическим расчетам. Кроме того, результаты РФЭС показали, что по глубине покрытия как фазовый, так и элементный состав не остаются постоянными.

Экспериментально установленная неоднородность покрытия, по-видимому, не оказывает отрицательного влияния на его механические характеристики и в совокупности с хорошей адгезией позволяет классифицировать покрытие СгА181К как износостойкое в условиях нормальных и тангенциальных циклических нагрузок. Этот вывод подкреплен полученными экспериментальными данными о том, что нанесение покрытия СгА181К обеспечивает повышение физико-механических свойств поверхности стальных образцов наряду с существенным увеличением его износостойкости при трении в рамках проведенных испытаний. Однако коэффициент трения ц при использовании покрытия СгА181К на азотированной и цементованной поверхностях стальной подложки остается неизменно высоким (ц = 0.53-0.82) и существенно уступает значениям ц, например, углеродных покрытий (ц = 0.05-0.35 [6]), что заставляет с осторожностью относиться к чисто трибо-

техническому назначению покрытий рассматриваемой системы.

Благодарности

Работа выполнена при финансовой поддержке

Российского научного фонда (грант № 21-7930007).

Литература

1. Nanostructured Coatings / Ed. by A. Cavaleiro, J.T. de Hosson. - New York: Springer Science & Business Media, LLC, 2007.

2. Surface Engineering for Enhanced Performance against Wear / Ed. by M. Roy. - Wien: SpringerVerlag, 2013. - https://doi.org/10.1007/978-3-7091-0101-8_2

3. Колесников В.И., Кудряков О.В., Забияка И.Ю., Новиков Е.С., Мантуров Д. С. Структурные аспекты износостойкости вакуумных ионно-плазменных покрытий // Физ. мезомех. - 2020. - Т. 23. - № 1. -С. 62-77. - https://doi.org/10.24411/1683-805X-2020-11006

4. Anders А. A structure zone diagram including plasma based deposition and ion etching // Thin Solid Films. -2010. - V. 518(15). - P. 4087-4090. - https://doi.org/ 10.1016/j.tsf.2009.10.145

5. Sedlacek M., Podgornik B., Vizintin J. Tribological properties of DLC coatings and comparison with test results: Development of a database // Mater. Charact. -2008. - V. 59(2). - P. 151-161. - https://doi.org/10. 1016/j.matchar.2006.12.008

6. Charitidis C.A., Koumoulos E.P., Dragatogiannis D.A. Nanotribological behavior of carbon based thin films: Friction and lubricity mechanisms at the nanoscale // Lubricants. - 2013. - V. 1(2). - P. 22-47. - https://doi. org/10.3390/lubricants1020022

7. Kolesnikov V., Manturov D., Kolesnikov I. The performance evaluation of heavy loaded tribosystems with vacuum ion-plasma PVD and DLC coatings // J. Phys. Conf. Ser. - 2021. - V. 2131(2). - P. 022041. - https:// doi.org/10.1088/1742-6596/2131/2/022041

8. Kudryakov O.V., Varavka V.N., Manturov D.S. Effective wear resistance parameters of ion-plasma tribolo-gical coatings // Defect Diffusion Forum. - 2021. -V. 410. - P. 444-449. - https://doi.org/10.4028/www. scientific.net/DDF.410.444

9. Park I., King D., Moore J., Kwon S., Rha J., Kim K. Microstructures, mechanical properties, and tribologi-cal behaviors of Cr-Al-N, Cr-Si-N, and Cr-Al-Si-N coatings // Surf. Coat. Technol. - 2007. - V. 201. -P. 5223-5227. - https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2006. 07.118

10. Kudryakov O.V., Varavka V.N. Integrated indentation tests of metal-ceramic nanocomposite coatings // Inorgan. Mater. - 2015. - V. 51(15). - P. 1508-1515.

11. Varavka V.N., Kudryakov O.V., Zabiyaka I.Yu., Bron-nikova N.I. Structural Features of Nanocomposite IonPlasma Deposited Coatings Containing Aluminum // Physics, Mechanics of New Materials and Their Applications. Ch. 1 / Ed. by I.A. Parinov, S.-H. Chang, Y.-H. Kim. - New York: Nova Science Publishers, 2019. - P. 1-12.

12. Chang Y., Chang C., Wang D., Yang S., Wu W. High temperature oxidation resistance of CrAlSiN coatings synthesized by a cathodic arc deposition process // J. Alloys Compd. - 2008. - V. 461. - P. 336-341. -https://doi.org/10.1016/jjallcom.2007.06.084

13. Tritremmel C., Daniel R., Polcik M.L.P., Mitterer C. Influence of Al and Si content on structure and mechanical properties of arc evaporated Al-Cr-Si-N thin films // Thin Solid Films. - 2013. - V. 534. - P. 403409. - https://doi.org/10.1016Zj.tsf.2013.03.017

14. Fan Q., Liang Y., Wu Z., Liu Y., Wang T. Microstructure and Properties of CrAlSiN Coatings Deposited by HiPIMS and direct-current magnetron sputtering // Coatings. - 2019. - V. 9. - P. 512. - https://doi.org/ 10.3390/coatings9080512

15. Zhang S.H., Wang L., Wang Q.M., Li M.X. A super-hard CrAlSiN superlattice coating deposited by multi-arc ion plating: I. Microstructure and mechanical properties // Surf. Coat. Technol. - 2013. - V. 214. -P. 160-167. - https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2012. 05.144

16. Chen H.W., Chan Y.C., Lee J.W., Duh J.G. Influence of Si contents on tribological characteristics of CrAl-SiN nanocomposite coatings // Surf. Coat. Technol. -2010. - V. 205. - P. 1189-1191. - https://doi.org/10. 1016/j.surfcoat.2010.08.156

17. Polcar T., Cavaleiro A. High-temperature tribological properties of CrAlN, CrAlSiN and AlCrSiN coatings // Surf. Coat. Technol. - 2011. - V. 206. - P. 12441251.

18. Liu A.H., Deng J.X., Cui H.B., Chen Y.Y., Zhao J. Friction and wear properties of TiN, TiAlN, AlTiN and CrAlN PVD nitride coatings // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. - 2012. - V. 31. - P. 82-88.

19. Chang C.C., Chen H.W., Lee J.W., Duh J.G. Development of Si-modified CrAlSiN nanocomposite coating for anti-wear application in extreme environment // Surf. Coat. Technol. - 2015. - V. 284. - P. 273-280. -https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2015.06.090

20. Wu W.W., Chen W.L., Yang S.B., Lin Y., Zhang S.H., Cho T.Y., Lee G.H., Kwon S.C. Design of AlCrSiN multilayers and nanocomposite coating for HSS cutting tools // Appl. Surf. Sci. - 2015. - V. 351. - P. 803810. - https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2015.05.191

21. Chen H.W., Chan Y.C., Lee J.W., Duh J.G. Oxidation resistance of nanocomposite CrAlSiN under long-time heat treatment // Surf. Coat. Technol. - 2011. -V. 206. - P. 1571-1576. - https://doi.org/10.1016/j. surfcoat.2011.06.009

22. Chang Y.Y., Lai H.M. Oxidation behavior of Si-doped nanocomposite CrAlSiN coatings // Surf. Coat. Technol. - 2014. - V. 259. - P. 152-158. - https://doi.org/ 10.1016/j.surfcoat.2014.02.015

23. Ding J., Zhang T., Yun J.M., Kang M.Ch., Wang Q., Kim K.H. Microstructure, mechanical, oxidation and corrosion properties of the Cr-Al-Si-N coatings deposited by a hybrid sputtering system // Coatings. -2017. - V. 7. - P. 119. - https://doi.org/10.3390/ coatings7080119

24. He L.Q., Chen L., Xu Y.X. Interfacial structure, mechanical properties and thermal stability of CrAl-SiN/CrAlN multilayer coatings // Mater. Charact. -2017. - V. 125. - P. 1-6. - https://doi.org/10.1016/j. matchar.2017.01.010

25. Gao Y., Cai F., Lu X., Xu W., Zhang C., Zhang J., Qu X. Design of cycle structure on microstructure, mechanical properties and tribology behavior of AlCrN/AlCrSiN coatings // Ceramics Int. - 2022. -V. 48(9). - P. 12255-12270. https://doi.org/10.1016/ j.ceramint.2022.01.087

26. Zemek J., Zalman J., Luches A. XAES and XPS study of amorphous carbon nitride layers // Appl. Surf. Sci. -1998. - V. 133(1-2). - P. 27-32. - https://doi.org/10. 1016/S0169-4332(98)00181-0

27. Sidashov A., Boiko M., Luneva E., Popov A. Investigation of changes in the properties of diamond-like films under friction by the XPS method // J. Phys. Conf. Ser. - 2021. - V. 2131. - P. 052038. - https://doi.org/ 10.1088/1742-6596/2131/5/052038

28. Oliver W. C., Pharr G.M. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. - 1992. - V. 7(6). - P. 1564-1583. -https://doi.org/10.1557/JMR.1992.1564

29. Nanoindentation / Ed. by A.C. Fischer-Cripps. - New York: Springer-Verlag, 2004. - https://doi.org/10. 1007/978-1-4757-5943-3

30. ISO/FDIS 14577-1:2002. Metallic Materials—Instrumented Indentation Test for Hardness and Materials Parameters—Part 1: Test Method.

31. Musil J. Physical and Mechanical Properties of Hard Nanocomposite Films Prepared by Reactive Magnetron Sputtering: Chapter 10 // Nanostructured Hard Coatings. - New York: Springer Science + Business Media, LCC, 2005. - P. 407-463.

32. DIN EN 1071-3. Advanced Technical Ceramics—Methods of Test for Ceramic Coatings—Part 3: Determination of Adhesion and Other Mechanical Failure Modes by a Scratch Test.

33. Thermo-Calc Software. Software System. Thermody-namic Framework and Data. - Stockholm, 2006.

34. Thermo-Calc Software. Database Guide. For Uses in TCC/TCW/DICTRA. - Stockholm, 2006.

35. Internet-resource: www.thermocalc.com

36. SidashovA.V., KolesnikovI.V. Nonequilibrium processes of segregation and diffusion in metal-polymer tri-

bosystems // AIP Conf. Proc. - 2017. - V. 1915. -P. 020007. - https://doi.Org/10.1063/1.5017319

37. Sidashov A.V., Kozakov A.T., Yaresko S.I. Auger and X-ray photoelectron spectroscopy study of the tribo-contact surface after laser modification // Mater. Sci. Forum. - 2016. - V. 870. - P. 298-302. - https:// doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.870.298

38. Internet-resource: www.himikatus.ru

39. Kozakov A.T., Kolesnikov V.I., Sidashov A.V., Gug-lev K.A. Study of the segregation processes and chemical bonding at equilibrium and nonequilibrium oxidation of the R6M5 alloy surface // Bull. Russ. Acad. Sci. Phys. - 2009. - V. 73(5). - P. 694-696. - https://doi. org/10.3103/S1062873809050499

40. Kozakov A.T., Sidashov A.V., Yares'ko S.I., Kolesnikov V.I. Composition of an oxide layer formed by laser radiation and the structure of an oxide-metal interface on the surface of 9XC and P6M5 tool steels according to XPS // Bull. Russ. Acad. Sci. Phys. - 2011. -V. 75(5). - P. 635-638. - https://doi.org/10.3103/ S1062873811050315

41. Varavka V.N., Kudryakov O.V., Zabiyaka I.Yu., Shved-chikova O.V., Yadrets E.A. Conditions and mechanisms of the defects formation in vacuum ion-plasma coatings // IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng. - 2019. -V. 680. - P. 012021. - https://iopscience.iop.org/ article/10.1088/1757-899X/680/1/012021/pdf

42. Kolaklieva L., Kakanakov R., Stefanov P., Kovache-va D., Atanasova G., Russev S., Chitanov V., Cholako-

va T., Bahchedjiev C. Mechanical and structural properties of nanocomposite CrAlSiN-AlSiN coating with periodically modulated composition // Coatings. -2020. - V. 10(1). - P. 41. - https://doi.org/10.3390/ coatings10010041

43. Yu D., Wang C., Cheng X., Zhang F. Microstructure and properties of TiAlSiN coatings prepared by hybrid PVD technology // Thin Solid Films. - 2009. -V. 517. - P. 4950-4955.

44. Schwarzer N., Duo Q.-H., Bierwis N., Favaro G., FuchsM., Kempe P., Widrig B., Ramm J. Optimization of the scratch test for specific coating designs // Surf. Coat. Technol. - 2011. - V. 206. - P. 1327-1335.

45. Колесников В.И., Кудряков О.В., Варавка В.Н., Мантуров Д.С., Новиков Е.С. Влияние адгезионных свойств вакуумных ионно-плазменных покрытий TiAlN на износостойкость при трении // Трение и износ. - 2021. - № 5(42). - С. 495-507.

46. Серебряков А.В., Серебряков А.В., Буркин С.П. Анализ адгезионного взаимодействия в системе карбид (оксид, нитрид) - металлы группы железа // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2014. -№ 1(57). - С. 25-29. - https://doi.org/10.17073/0368-0797-2014-1-25-29

47. Joo Y.-K., Zhang S.-H., Yoon J.-H., Cho T.-Y. Optimization of the adhesion strength of arc ion plating TiAlN films by the Taguchi method // Materials. -2009. - V. 2. - P. 699-709. - https://doi.org/10.3390/ ma2020699

Поступила в редакцию 24.02.2022 г., после доработки 11.09.2022 г., принята к публикации 14.09.2022 г.

Сведения об авторах

Колесников Владимир Иванович, д.т.н., ак. РАН, проф., президент РГУПС, ку1@^ир8.ги Кудряков Олег Вячеславович, д.т.н., проф., зав. каф. ДГТУ, kudryakov@mai1.ru Варавка Валерий Николаевич, д.т.н., доц., проф. ДГТУ, varavkavn@gmai1.com Сидашов Андрей Вячеславович, к.ф.-м.н., снс РГУПС, iav-1980@yandex.ra Колесников Игорь Владимирович, д.т.н., проф. РАН, внс РГУПС, oooedt@raшb1er.ru Мантуров Дмитрий Сергеевич, к.т.н., нс РГУПС, шanturoff_dc@шai1.ru Воропаев Александр Иванович, дир. НИЦ НТ НИЧ РГУПС, vai_nano@rgups.ru