книги / Алюминий и его соединения структурные характеристики, теплофизические, и физико-механические свойства в зависимости от термического состояния, особенности испарения и сварки трени
..pdfа
б
Рис. 20. Зависимость физико-механических свойств Ti1-xAlxN покрытия от содержания в нем алюминия (а)
и объемной доли фазы h-Ti3Al2N2 (б)
61
Увеличение объемной доли h-Ti3Al2N2 (42,86 ат.% Ti, 28,57 ат.% Al, 28,57 ат.% N) в Ti1-хAlхN системе, в отличие от h-Ti2AlN (Ti 50 ат.%, Al 25 ат.%, N 25 ат.%), приводит к улучшению всех физико-механических свойств, что объясняется большим содержанием в ней алюминия (рис. 20, б) и большей полной свободной энергией Ti1-хAlхN системы или большей термодинамической стабильностью (ЕTi3Al2N2 = –71,315 эВ, ЕTi2AlN = –32,217 эВ[64]).
Полученные зависимости (см. рис. 20) позволяют предсказывать физико-механические свойства Ti1-хAlхN систем по их фазовому и элементному составу.
Основной причиной формирования методом ЭДИ трехфазного Ti1-xAlxN покрытия, состоящего из кубических с-TiN, с-Ti3AlN и гексагональной h-Ti2AlN фаз, с минимальным содержанием алюминия х = 0,12 является минимальное давление газовой смеси. Основной фазой Ti1-xAlxN покрытия, сформированного при оптимальном Р, является h-Ti3Al2N2, объемная доля которой может быть увеличена
за счет уменьшения Vнагр.п до 10 К/мин, увеличения Тпокр до 670 К и Vнагр.п до 1,5 К/мин. Содержание Al в Ti1-xAlxN системе может быть повышено до х = 0,38 за счет увеличения Vнагр.п в процессе ее осаждения до 2,5 К/мин при одновременной работе электродугового ис-
парителя и магнетронного распылителя и до х = 0,45 – при повыше-
нииVнагр.п до3,0 К/минпутемподъемаUсм до280 В.
Элементный состав Ti1-xAlxN покрытия, сформированного МР, ЭДИ и МР+ЭДИ изменяется в зависимости от технологических и температурных параметров подготовки подложки и осаждения покрытия в следующих интервалах: 8,55–33,14 ат.% Al; 40,88–65,80 ат.% Ti, 24,92–39,57 ат.% N. Стехиометрический со-
став соответствуют Ti1-xAlxN покрытию, сформированному при объемной доле основной тройной фазы h-Ti3Al2N2 ~ 90 ат. %.
С увеличением алюминия в Ti1-xAlxN покрытии до х = 0,45 вне зависимости от метода ее осаждения все физико-механи- ческие свойства покрытия улучшаются. Незначительное влияние алюминий оказывает только на стойкость покрытия к упругой
62
деформации разрушения. Лучшими физико-механическими свойствами (ФМС) обладает Ti1-xAlxN покрытие с х = 0,45.
Все физико-механические свойства Ti1-xAlxN покрытия улучшаются с увеличением объемной доли в ней h-Ti3Al2N2, Ti1-xAlxN покрытие на h-Ti2AlN уступает ей по свойствам.
Основными путями улучшения физико-механических свойств Ti1-xAlxN покрытия при оптимальных технологических условиях формирования является равномерный прогрев подложки и осаждение покрытия при оптимальной начальной температуре покрытия и скорости ее нагрева в процессе осаждения.
Резкий рост содержания Al в двухфазном Ti1–хAlхN покрытии на основе Ti3Al2N2 и h-Ti2AlN фаз до 27 ат.% происходит при повышении объемной доли Ti2AlN фазы до VTi2AlN = 63 %. Однако
данное изменение элементного и фазового состава не вызывает резкого роста физико-механических свойств Ti1–хAlхN покрытия. Максимальным комплексом всех ФМС обладает Ti1–хAlхN покрытие с преобладанием h-Ti2AlN фазы (рис. 21, а) [65]. Наблюдается аналогичная зависимость износостойких и антифрикционных свойств (ИАС) от содержания объемной доли фазы Ti2AlN и Al в Ti1–хAlхN покрытии (рис. 21, б). Комплексом высоких ИАС обладают Ti1–хAlхN покрытия с максимальной объемной долей (105)h-Ti2AlN фазы 95,9 %, содержанием Al = 26,58 ат.%, свободной энергией Еп = 31,6 эВ и Тhkl = 0,8, а также минимальными: размером ОКР = 21 нм и дефектностью поверхности (см. рис. 21, б).
В области более высоких температур Тнач.п=0,161Тпл и
Vнагр.п = 4 К/мин формируются Ti1–хAlхN покрытия с объемной долей основной h-Ti3Al2N2 фазы более 75 %. Фазы h-Ti2AlN и
с-TiN становятся уже дополнительными. С повышением Тнач.п до 0,178 Тпл объемная доля комплексного нитрида h-Ti3Al2N2 достигает Vh-Ti3Al2N2 ≥ 90 %, что сопровождается ростом содержания Al
в покрытии до 26,05 ат. %, степени текстурированности Тhkl до 0,7, изменением типа текстуры поликристаллического Ti1–хAlхN покрытия до (103)+(107)h-Ti3Al2N2 и уменьшением размера ОКР.
63
а
б
Рис. 21. Функциональные свойства Ti1–хAlхN пленок на основе комплексного нитрида Ti2AlN в зависимости от их фазового и элементного состава: а – ФМС; б – ИАС
Установленные изменения в Ti1–хAlхN покрытии сопровождаются постепенным улучшением всех ФМС (рис. 22, а). Незначительное влияние Al оказывает только на стойкость Ti1–хAlхN покрытия к упругой деформации разрушения Н/Е, в связи с тем,
64
что величины Н и E с ростом Al синхронно повышаются. Наиболее оптимальный комплекс ФМС: Н = 36 ГПа; Е = 358 ГПa; We = 76 %; H/E = 0,10; H3/E2 = 1,31 ГПa и высокие адгезионные свойства (Sотп = 0,09·105 мкм2) соответствуют Ti1–хAlхN покрытию с максимальным содержанием в ней Al и h-Ti3Al2N2 фазы, сфор-
мированной при оптимальных ТехП и ТемП: Тнач.п = 0,182Тпл и Vнагр.п = = 6 К/мин. Данный факт объясняется превосходством h-Ti3Al2N2
фазы по полной свободной энергии и, как следствие, бóльшей термической стабильности по сравнению с другими возможными фазами Ti1–хAlхN покрытия и их сочетаниями.
Лучший комплекс ФМС, ИАС соответствует Ti1–хAlхN покрытию с объемной долей основной h-Ti3Al2N2 фазы более 90 % (рис. 22, б). Ti1–хAlхN покрытию данного элементного и фазового состава соответствует минимальный коэффициент трения, минимальная интенсивность износа покрытия и контртела.
Анализ зависимостей, изображенных на рис. 21 и 22, показывает, что лучшим комплексом свойств обладает Ti1–хAlхN покрытие на основе h-Ti3Al2N2 фазы.
С повышением объемной доли основной h-Ti3Al2N2 фазы с максимальной Eп растет термостойкость и способность Ti1–хAlхN покрытия к сохранению ФМС и ИАС.
Низкий модуль Е также является желательным, так как он позволяет заданной нагрузке распределяться на более широкой области. Очень важным обнаружением является тот факт, что Ti1–хAlхN пленок с одинаковой твердостью могут иметь различные значения Еп, легко изменяемые содержанием Al и объемной долей комплексных нитридов. Указанные зависимости делают возможным контроль устойчивости Ti1–хAlхN пленки к пластической деформации, которая пропорциональна отношению H3/E2, и формирование высокоэффективных Ti1–хAlхN пленок с регулируемыми ФМС: микротвердостью Н, модулем Юнга E, упругим восстановлением We. С увеличением содержания Al в Ti1–хAlхN пленок в интервале х = 0,11…0,40 и приближением ее состава к стехиометрическому, повышением объемных долей h-Ti2AlN фазы или h-Ti3Al2N2 фазы (взависимостиотТемПосаждения) всеФМСулучшаются.
65
а
б
Рис. 22. Функциональные свойства Ti1–хAlхN пленок на основе комплексного нитрида Ti3Al2N2 в зависимости от их фазового и элементного состава: а – ФМС, б – ИАС
При отклонении от оптимальных ТехП и ТемП ФМС Ti1–хAlхN пленки ухудшаются: Н уменьшается, Е увеличивается, в итоге ухудшается сопротивляемость пленки к упругой деформацииразрушенияисопротивляемостьпластическойдеформации.
66
При постоянном содержании Al в Ti1–хAlхN пленке, но при повышении в нем соотношения концентраций Al и Тi (CAl/CTi) и уменьшении содержания в нем N2 все трибологические свойства улучшаются. Данный факт по результатам химического анализа объясняется приближением состава Ti1–хAlхN пленки к стехиометрическому. ОптимальноесодержаниеAl вTi1–хAlхN пленке– х = 0,4.
Сравнение значений m, Iпm , IпV , IкV , Vк, f и Мтр показало, что Ti1–хAlхN пленки с наименьшим размером ОКР, большими VTi3Al2N2 и Еп при примерно одинаковой концентрации в них Al по
сравнению с Ti1–хAlхN пленками на основе h-Ti2AlN фазы обладают лучшими трибологическими свойствами (см. рис. 22, б).
Впервые установлена роль концентрации Al и отношения концентраций Al и базового Ti, основных h-Ti2AlN и h-Ti3Al2N2 фаз в формировании их ФМС и трибологических свойств.
Впервые установлено, что при постоянной концентрации Al
вTi1–хAlхN пленках, но при повышении отношения Al к базовому Ti все трибологические свойства улучшаются. Данный факт по результатам химического анализа объясняется приближением
состава Ti1–хAlхN пленки к стехиометрическому.
Критерием выбора строения и состава Ti1–хAlхN пленок с высоким комплексом ФМС и трибологических свойств является размер ОКР, высокая степень текстурированности, концентрация легирующего металла Al и отношения концентраций Al и базового Ti, полная свободная энергия поверхности и объемные доли
основных фаз в Ti1–хAlхN пленках [66–69].
Полученные многофакторные зависимости ФМС и трибологических свойств от концентрации в пленках Al подтвердили, что
всоответствии с разработанными технологиями осаждения
Ti1–хAlхN пленок можно получить многофункциональные пленки с заданным строением, фазовым составом и комплексом ФМС и ИАС, многократно увеличить стойкость технологического инструмента и пар трения при работе с труднообрабатываемыми материалами.
67
Управление комплексом ФМС и трибологических свойств наноструктурированных Ti1–хAlхN пленок возможно за счет изменения в них концентрации Al и отношения концентраций Al и базового Ti (рис. 23).
Рис. 23. Наноструктурированное покрытие Ti |
Al N |
с повышенными физико-механическими1-х |
х |
и трибологическими свойствами |
|
Таблица 5
Физико-механические свойства и коэффициент трения Ti1–хAlхN покрытий на различных стадиях формирования в процессе ЭДИ
Номер |
Тп, К |
δ, |
Н, |
Е, ГПа |
Н/Е |
H3/E2, |
Wе, |
f |
|
стадии |
мкм |
ГПа |
ГПа |
% |
|||||
I |
|
7,0 |
27 |
274 |
0,10 |
0,36 |
58 |
0,14 |
|
II |
|
6,0 |
26 |
197 |
0,13 |
0,42 |
60 |
0,17 |
|
III |
|
6,5 |
28 |
280 |
0,10 |
0,43 |
61 |
0,18 |
|
IV |
|
7,0 |
30 |
290 |
0,10 |
0,58 |
66 |
0,15 |
|
V |
|
7,0 |
32 |
329 |
0,10 |
0,70 |
68 |
0,13 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
VI |
|
7,0 |
32 |
303 |
0,11 |
0,70 |
68 |
0,12 |
|
VII |
|
7,0 |
33 |
334 |
0,10 |
0,94 |
69 |
0,11 |
|
VII* |
850– |
7,5 |
36 |
358 |
0,10 |
1,31 |
76 |
0,10 |
|
Ti0.43Al0.57N |
1015 |
||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|||
Ti0.43Al0.57N |
673 |
|
50 |
520 |
|
0,27–0,46 |
|
|
|
[70] |
|
|
|
|
|||||
|
|
|
|
|
|
|
|
||
Ti–Al–N |
873 |
|
36,4 |
|
|
|
|
|
|
[30] |
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
|
|
|
|
|
|
||
Ti2AlN MAX |
Отжиг |
|
19–22 |
220–236 |
0,09–0,1 |
0,14–0,19 |
|
|
|
[71] |
573– |
|
|
|
|||||
1073 |
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
68
Физико-механические свойства и коэффициент трения покрытия Ti1–хAlхN, соответствующие различным стадиям и температурам его нанесения, представлены в табл. 5. Многослойное наноструктурированное Ti1–хAlхN покрытие стехиометрического состава, со столбчатой структурой и равномерно зернистой поверхностной структурой обладает наилучшими физико-механи- ческими свойствами (см. табл. 5, рис. 23).
Данное многослойное покрытие Ti1–хAlхN (см. рис. 17, а, стадия 5*), осажденное при поддержании температурных интервалов испарения катодов Ti и Al, нагрева подложки – ВК8 и осаждения покрытия ниже критических температур их материалов, по сравнению с покрытиями Ti0.43Al0.57N [70], Ti–Al–N [30] и Ti2AlN MAX [71] обладает лучшей стойкостью к растрескиванию и пластической деформации. В случае состава Ti0,43Al0,57N с минимальным коэффициентом трения будет дополнительно снижать температуру в зоне резания и износ материалов инструмента или пары трения [72].
69
4.ЗАВИСИМОСТЬ ПРОЦЕССА СВАРКИ ТРЕНИЯ
СПЕРЕМЕШИВАНИЕМ АЛЮМИНИЯ И АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ ОТ ЭВОЛЮЦИИ ИХТЕПЛОФИЗИЧЕСКИХ
ИФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХСВОЙСТВ
4.1.Особенности сварки трения с перемешиванием алюминия и алюминиевых сплавов
Сварка трением с перемешиванием (СТП), изобретенная в Pоссии в 1967 г. и pеализованная в Великобритании в 1991 г. У. Томасом и его коллегами в Технологическом институте сварки
(TWI – Technological Welding Institute), позволяющий соединять детали в твердой фазе с широким диапазоном материалов и геометрий [81]. Однако для сварки различных типов комбинаций материалов должна быть учтена их температура в зоне перемешивания и правильно подобран материал инструмента [81]. Преимущество СТП перед диффузионной сваркой заключается в возможности сварки термически необработанных и не спеченных алюминиевых сплавов с заданной микроструктурой и химическим составом [73–80].
В СТП тепло генерируется в первую очередь на основе трения между инструментом и заготовкой, создавая температуру в зоне сварки, не превышающую 0,8 Tпл [82]. Часть генерируемого тепла, распределяясь в заготовку, оказывает влияние на деформацию, распределение остаточных напряжений и качество сварного шва в процессе сварки [83].
Промышленное использование сварки для соединения алюминиевых сплавов ограничено ее общими проблемами: горячим растрескиванием, распределением хрупких продуктов кристаллизации и газовой пористостью в области сварного шва, испарением элементов и т.д. [11].
Известно, что конструкции из алюминиевых сплавов (АС) в авиационно-космической промышленности подвергаются различным напряжениям и чрезвычайно высоким гравитационным
70