Фізичні засади плазмових технологій для комплексної обробки багатокомпонентних матеріалів та покриттів

2.1.8 Ti-Zr-Hf-V-Nb-Ta-N

Результати елементного аналізу показали, що підвищення тиску від від 3 Ч 10^-4 до 3 Ч 10^-3 Торр призводить до значного підвищення концентрації азоту в складі покриття При цьому вміст металевих елементів, таких як Ti, Nb, V, зменшується.

На рис. 14 представлені XRD-спектри досліджуваних покриттів, отриманих при різних тисках азоту в процесі осадження. З результатів XRD-аналізу видно, що в якості основної кристалічної фази є фаза з ГЦК-решіткою, що характерно для структури нітриду багатоелементного сплаву. Середній розмір кристалітів ГЦК-фази в покриттях при низькому тиску 3 Ч 10^-4 Торр становить близько 8 нм. При цьому формується переважна орієнтація зростання кристалітів з площиною (200), паралельній поверхні (при цьому вісь текстури [100] перпендикулярна площині поверхні).

Рисунок 14 - Ділянки дифракційних спектрів покриттів системи (TiZrHfVNbTa)N, отриманих при різних P_N = 3 Ч 10^-4 (1) і 3 Ч 10^-3 Торр (2). На вставці - спектри, отримані при P_N = 3 Ч 10^-4 Торр після опромінення іонами Au^- при малому куті падіння 2° (1) і при великому постійному куті падіння 10° (2)

На вставці рис. 14 представлені дифракційні спектри покриття після іонної імплантації. Видно, що в приповерхневій області іонна імплантація іонів Au^- дозою 1Ч10¹⁷ см^-2 призводить до найбільшого розупорядкування та формуванню полікристалічної структури без переважної орієнтації. При цьому відзначається поява піків, які за своїм положенням відповідають площинам імплантованого золота. Порівняння розмірів кристалітів показує, що зі зменшенням глибини інформативного шару зменшується середній розмір кристалітів багатоелементного нітриду від 7.2 нм (при глибині до 0.5 мкм) і до 5 нм шарі, в якому відбулася імплантація Au^-.

На рис. 15 наведено залежності нанотвердості і приведеного модуля пружності E_r від глибини проникнення.

Рисунок 15 - Результати механічних досліджень зразка № 6. a - вдавлювання пірамідки Берковича при динамічному навантаженні, b - залежності нанотвердості (1) і приведеного модуля пружності (2) від глибини проникнення

Видно, що в шарі товщиною 30-35 нм, де відбулася імплантація, спостерігається збільшення нанотвердості майже до 33 ГПа з поступовим виходом на горизонтальну лінію до глибини проникнення 80 нм. Можна стверджувати, що що імплантація важких іонів Au^- з концентрацією до 2.1-2.2 ат.% призводить до підвищення твердості майже на 15-20% і збільшенню індексу пластичності вище значення 0.1.

2.2 Багатошарові покриття

2.2.1 AlN-TiB₂-TiSi₂

Електронно-мікроскопічні дослідження топографії покриттів на основі композиційної кераміки AlN-TiB2-TiSi2 (рис. 16) показали, що при вибраних режимах осадження формується однорідна структура захисного шару з незначною концентрацією крапельних фракцій мікронних розмірів (до 10 мкм в діаметрі). В областях, вільних від цих дефектів росту, спостерігається досить рівна поверхня.

Рисунок 16 - Морфологія поверхні покриттів AlN-TiB2-TiSi2 (с. № 1) при збільшенні 300 (а) і 2500 (б) раз

Дослідження впливу термічного відпалу на морфологію покриттів показало, що при температурі 900°C не відбувається особливих змін у морфології поверхні. Витримка зразків при температурі в 1300°C активує процеси рекристалізації матеріалу, і покриття частково оплавляється. На поверхні відсутня чітко виражена глобулярна субструктура, але на мікрорівні з'являється безліч різних дрібних включень. Також високотемпературний відпал при 1300°C призводить до того, що покриття обідняється атомами бору і кисню, а концентрація титану і кремнію знижується до рівня 0.5 ат. %.

За даними рентгенодифракційну аналізу (рис. 17а), в процесі осадження формується покриття з аморфноподібною структурою. На рентгенограмі в області кутів 2и ~ 20°-25° спостерігається "гало" з максимумом при 2и ? 40° при відсутності чітко виражених дифракційних максимумів. Однак аналіз мікрознімків зламів покриттів вказує на наявність кристалічної структури у складі захисного шару.

На рис. 17б представлені рентгендифракційні спектри зразків, витриманих при температурі 900°С. Згідно дифрактограм, під час відпалу активізувався процес рекристалізації матеріалу. В якості основних фаз у складі покриттів виявлені AlN і AlB₂. Часткове окислення матеріалу покриття (наявність дифракційних максимумів б-фази Al₂O₃) обумовлено тим, що нітрид алюмінію при температурах понад 700°С розпадається і при взаємодії з киснем утворює оксид, який є термічно стабільним до 1370°С.

Рисунок 17 - а) ділянка дифрактограми покриттів AlN-TiB₂-TiSi₂, отриманих методом імпульсного магнетронного розпилення; б) фрагменти рентгенограм композиційного покриття, відпаленого при температурі 900°С (с. №2), кути сканування: 1 - 3°; 2 - 10°; 3 - 30°

Покриття, відпалені при 1300°С, складаються з кристалів оксиду і дибориду алюмінію розміром від 11 до 25 нм. Нітрид алюмінію AlN у складі захисного шару відсутній, оскільки повністю розклався в процесі відпалу, а чистий алюміній утворив оксид. Плівка б-Al₂O₃ формується на і поблизу поверхні покриття, а ближче до підкладки домінує диборид алюмінію AlB₂. Однак Тi та його сполуки в захисному шарі не виявлені.

У результаті випробувань на твердість виявлено, що на глибині 40-80 нм від поверхні значення твердості покриттів складає приблизно 17.5-18.5 ГПа. Починаючи з глибини 85 нм, спостерігається зменшення твердості покриття, що є результатом впливу більш м'якої сталевої підкладки. Високотемпературний відпал покриттів призводить до зниження твердості захисного шару відносно вихідного стану (від 14.6 до 11 ГПа)

2.2.2 TiN/MoN

При товщині шару близько 2 нм в покритті формується тільки одна фаза з ГЦК кубічної решіткою (структурний тип NaCl) при малому потенціалі підкладки -40 В. Осадження при збільшенні потенціалу підкладки до -230 В призводить до утворення двофазної системи TiN і високотемпературної г-Mo₂N з співвідношенням фаз в TiN/MoN, рівним 90/10 відповідно. Причиною появи двофазного стану є інтенсивне іонне бомбардування, яка сприяє подрібненню нанозерен і початку формування міжфазних границь. При цьому відбувається формування окремих шарів Mo₂N з кубічної решіткою і, відповідно, утворення міжфазної границі. Формування ж окремих шарів Mo₂N з кубічною решіткою і міжфазної границі в свою чергу призводить до зростання напружень у фазі TiN і збільшення періоду в напруженому перерізі. У цьому випадку структура покриттів є стовпчастою [11]. На рис. 18 представлено переріз наноструктурного покриття і видно шари (нанорозмірні) TiN - темні ділянки і MoN - світлі ділянки (які добре розрізняються при даному збільшенні), що чергуються між собою.

Рисунок 18 - Мікрофотографія фрагмента перерізу багатошарового наноструктурного покриття Ti-Mo-N. Товщина шару 40 нм

Поява значного питомого обсягу міжфазних границь із-за високого вмісту другої г-Mo₂N фази супроводжується розвитком високих стискаючих напруг в нітриді титану і досягненням максимального значення твердості в 32 ГПа. Для зразків з покриттями при товщині шару близько 20 нм з більш товстими TiN і Mo₂N шарами об'ємний вміст фаз досить точно відповідає очікуваному за даними ЕДС аналізу - 70 ат.% TiN і 30 ат.% Mo₂N. Збільшення товщини шару до 40 нм призводить до збільшення об'ємної частки Mo₂N до 40%, а твердість у той же час має найнижче значення (не перевищує 26 ГПа), модуль пружності 392 ГПа.

Аналіз трибологічних властивостей показує, що шорсткість R_a досягає 0.3 мкм, коефіцієнт тертя змінюється від 0.09 до 0.12. Критичне навантаження (при якій починає руйнуватися покриття) становить від 425 Н при товщині шару близько 40 нм і досягає 610-648 Н при товщині 10 і 2 нм. Таким чином, чим менше товщина шару, тим вище значення навантаження, що свідчить про те, що в останньому випадку нанозерна огортає один моношар нітриду. Тому міцність нанокомпозиту збільшується шляхом запобігання зсуву границь зерен (просковзування). Найменший знос спостерігався при умовах осадження для товщин шарів 2 і 10 нм та становив 0.148 у контртіла, і 2.327 Ч 10^-5 мм³ * Н^-1 * мм^-1 у покриття.

2.2.3 Ti-Hf-Si-N/NbN/Al₂O₃

На рис. 19 представлено переріз багатошарового покриття, отримане після різання іонним пучком. Як видно з рисунка, загальна товщина багатошарового покриття складає близько 200 мкм, нижче на зображенні представлено переріз верхньої частини багатошарового покриття. Товщина багатошарового покриття, осадженого на покриття з Al₂O₃, змінювалася від 5 до 12-14 мкм. А так як оксидне покриття володіло високою шорсткістю, величина якого становить після осадження порошку близько 2.2-8.6 мкм, шари, осаджені вакуумно-дуговим джерелом, повторили рельєф оксидного покриття.

Малюнок 19 - Зображення поперечного перерізу покриття Ti-Hf-Si-N/NbN/Al₂O₃ - загальний вигляд

На рис. 20 показані отримані за допомогою ЕДС карти розподілу елементів в елементному контрасті. З них видно, що розподіл елементів у верхньому шарі однорідний. Однак концентрація елементів помітно відрізняється при різних режимах осадження (залежно від потенціалу, що прикладається до підкладки), наприклад: Ti = 28.5 ат.%, Hf = 42.2 ат.%, Si = 9 ат.% і решта N при потенціалі U_зм. = -50 В, а при потенціалі - 150 В Ti = 23.2 ат.%, Hf = 38.5 ат.%, Si = 7.8 ат.%, решта - N.

Рисунок 20 - Карти розподілу елементів в покритті (в елементному контрасті), отримані за допомогою ЕДС - розподіл елементів по глибині покриття (для різних шарів)

Дослідження механічних характеристик показало, що твердість змінюється від 47.8 до 56.5 ГПа при цьому модуль пружності E становить від 435 до 578 ГПа. Вимірювання нанотвердості підшару NbN показали значення від 29.4 до 32.3 ГПа, а нижнє покриття з Al₂O₃ дало величину H від 18.7 до 22.4 ГПа. У той же час мікротвердість при навантаженні 25 гр становила HV_0.025 = 152 ± 25 HV в шарі з Al₂O₃.

Дослідження трибологічних характеристик показало, що найкращі характеристики отримані для багатокомпонентного (багатошарового покриття при тиску P = 0.3 Па), де коефіцієнт тертя на початковому етапі становив 0.02 і зменшувався до 0.001 при випробуваннях. Однак найменший знос спостерігався при інших умовах осадження багатошарового покриття і становив 0.148 у контртіла, а у зразка - 2.571 Ч 10-5 (мм³ * Н^-1 * м^-1).

Висновки до розділу 2

1. Вивчені особливості фазоутворення багатокомпонентних та багатошарових нітридних покриттів на основі Ti, Hf, Zr, Nb, V, Si, Al, Y, Ta, B, Mo елементів, отриманих методами вакуумно-дугового осадження та імпульсного магнетронного розпилення залежно від умов осадження (тиску робочого газу та потенціалу зміщення підкладки).

2. Встановлені оптимальні режими осадження та фактори, які зумовлюють отримання покриттів з високими фізико-механічними характеристиками (твердість, модуль пружності, адгезійна міцність, фактор зносу, коефіцієнт тертя).

ВИСНОВКИ

1. Експериментальні та теоретичні дослідження Nb-Al-N покриттів показують, що плівки, отримані при вибраних параметрах осадження, мають нанокомпозитну структуру і складаються з нанокристалітів B1-NbN_z і B1-Nb_1-xAl_xN_yO_1-y, впроваджених в матрицю a-AlNO. Нанокомпозитні покриття в результаті мікродеформацій, що виникають через розходження атомних радіусів металевих складових кристалічних решіток, мають високі значення твердості (до 32GPa).

2. Показано, що при зміні потенціалу, що подається на підкладку, змінюється стехіометрія в Ti-Hf-Si-N покритті і утворюються або дві фази (Ti, Hf) N - твердий розчин, б-Si₃N₄ квазіаморфная фаза, або одна (твердого розчину). Сформовані нанокомпозитні покриття, отримані за допомогою катодного вакуумно-дугового осадження, у разі формування двох фаз мають більш високу твердість і дуже гарні трибологічні характеристики, а також досить високу адгезію до підкладки.

3. Показано, що конденсат системи Zr-Ti-Si-N містять кристаліти двох фаз: ZrN і TiN. Розмір кристалітів у TiN становить 25 нм, у ZrN - не перевищує 10 нм.

4. У процесі осадження Ti-Zr-Cr-Nb-N системи формується двофазна структура з кубічної (TiN) і тетрагональної (Cr₂N) кристалічними решітками. Твердість отриманих покриттів (Zr-Ti-Сr-Nb)N змінюється в залежності від умов осадження матеріалу і сформованого структурно-фазового складу. Максимальні значення твердості були виявлені у покриттів з найбільшими розмірами кристалітів. Значення навантаження на індентор при досягненні напруги, що перевищує когезійну міцність покриття, склало L_C = 62,06 Н.

5. Показано, що всі (Ti-Zr-Nb-Cr-Si) N нітридні наноструктурні покриття включають тільки одну фазу твердого розчину з ГЦК-кристалічною решіткою типу NaCl. Проведені трибологічні випробування (Ti-Zr-Nb-Cr-Si) N покриттів вказують на можливість використання їх як матеріалів, що забезпечують підвищення ресурсу роботи і надійності вузлів тертя.

6. Показано, що зміна тиску робочого газу в камері при осадженні Ti-Zr-Al-Y-Nb-N покриттів впливає на елементний склад, шорсткість поверхні, а також текстуру отриманих покриттів і механічну твердість. Так, підвищення тиску азоту N₂ при постійній негативній напрузі під час осадження призводить до підвищення ступеня кристалічності складових фаз, переходів ОЦК- в ГЦК-фазу, а також до зміни текстури росту з [110] на [200]. Твердість покриттів збільшується від 34 до 49 ГПа.

7. Показано, що в усьому інтервалі фізичних параметрів осадження (Ti-Hf-Zr-V-Nb)N нітрідние наноструктурні покриття на основі високоентропійних сплавів включають тільки одну фазу твердого розчину з ГЦК-кристалічною решіткою типу NaCl з переважною орієнтацією (111). У відсутність активного газу відбувається формування ОЦК-кристалічної решітки Ti-Hf-Zr-V-Nb з площиною текстури (110). Розмір кристалітів становить від 75-80 нм. Осадження конденсатів при потенціалі зміщення від Uсм = 50-200 В призводить до розвитку в покритті стискають напруг від -5,08 до -7,95 ГПа.

8. У результаті вакуумно-дугового осадження наноструктурного багатокомпонентного покриття (TiZrHfVNbTa) N виявлено формування фази з ГЦК-решіткою структурного типу NaCl. Імплантація негативних іонів Au^- дозою 1Ч10¹⁷ см^-2 призводить до формування полікристалічної структури без переважної орієнтації ГЦК-фази, відбувається диспергування нанокристалітів від 5-7 нм до 1-3 нм в шарі глибиною до 35 нм. Величина нанотвердості збільшується до 33 ГПа, твердість за Віккерсу досягає значень 51 ГПа. У приповерхневій області формуються нанокластери з Au, а в самому покритті фіксується наявність ГЦК-решітки і утворення локальних областей Au. На глибинах понад 180 нм формуються ділянки з ГПУ-решіткою через малу концентрації азоту.

9. Виявлено, що в процесі осадження AlN-TiB2-TiSi2 матеріалу формується аморфноподібна нанокристалічна структура з розмірами областей впорядкування порядку 1 нм. Відпал зразків при температурах 900 і 1300°С призводить до того, що основну матрицю покриття формують атоми Al, B, O і C, а Ti і Si зникають зі складу захисного шару. Аналіз механічних характеристик показав, що при вибраних режимах осадження вдалося сформувати покриття з нанотвердостью 14.5 ГПa і модулем пружності 217 ГПa. Активація процесів кристалізації під впливом високих температур дозволяє отримати диффузійностійку і термічно стабільну наноструктуру. Її твердість знижується лише на 25% щодо твердості метастабільних покриттів в початковому стані.

10. Виявлено вплив товщини нанорозмірного шару на зміну структури і властивостей нанокомпозитних багатошарових покриттів TiN/MoN. За допомогою методу Arc-PVD були отримані багатошарові покриття TiN/MoN з товщиною наношару 2, 10, 20 і 40 нм. Виявлено формування двох фаз TiN (ГЦК) і г-Mo₂N. Максимальне значення твердості, отримане для різних товщин шарів, не перевищує 28-31 ГПа. У наноструктурних багатошарових покриттях при товщинах шару 10 і 20 нм спостерігається найменше значення коефіцієнта тертя 0.09-0.12.

11. Вперше отримані багатошарові тверді мікро- і наноструктурні покриття декількома технологіями осадження на основі Ti-Hf-Si-N/NbN/Al₂O₃ на підкладку зі сталі. Виявлено, що досліджувані покриття, поряд з високою твердістю (H) від 47 до 56 ГПа і модулем пружності (E) від 435 до 570 ГПа, індексом пластичності W_e = (0.08-0.11), мають досить низький коефіцієнт тертя (м), величина якого варіюється в межах від 0.02 до 0.001 при заданих режимах осадження. Показано, що ці багатошарові покриття володіють високою термічною стабільністю (понад 1000°C).

ПЕРЕЛІК ПОСИЛАНЬ

1. Самсонов Г.В. Нитриды // К: Наукова думка, - 1969. - 380 с.

2. Yeh J.W., Chen Y.L., Lin S.J., Chen S.K.High-entropy alloys -- A new era of exploitation // Mater.Sci. For. - 2007. - 560. - P. 1-9.

3. Zhang Y., Zuo T.T., Tang Z. Microstructure and properties of high-entropy alloys // Prog. Mater. Sci. - 2014. - 61. - P. 1-93.

4. Yeh J.W., Chen S.K., Lin S.J. Nanostructured High-Entropy Alloys with Multiple Principal Elements: Novel Alloy Design Concepts and Outcomes // Adv. Eng. Mater. - 2004. - 6. - P. 299-303.

5. Погребняк А.Д., Кравченко Ю.А. Модификация механических свойств покрытий TiN/Al₂O₃ и TiN/Cr/Al₂O₃ при помощи низкоэнергетических сильноточных электронных пучков // Сверхтв. материалы. - 2013. - № 2. - С. 56-64.

6. Musil J. Hard nanocomposite coatings: Thermal stability, oxidation resistance and toughness // Surf. Coat. Tech. - 2012. - 207.- P. 50-65.

7. Погребняк А.Д., Шпак А.П., Азаренков Н.А., Береснев В.М. Структура и свойства твердых и сверхтвердых нанокомпозитных покрытий // УФН. - 2009. - 179, № 1. - С. 35-63.

8. Pogrebnyak A.D., Ponomarev A.G., Kolesnikov D.A. et al. Effect of mass transfer and segregation on the formation of superhard nanostructured Ti-Hf-N(Fe) coatings // Techn.Phys.Lett.-2012.- 38, N.7. - P. 623-626.

9. Pogrebnjak A.D., Beresnev V.M., Demianenko A.A. et al. Adhesive strength, superhardness, and the phase and elemental compositions of nanostructured coatings based on Ti-Hf-Si-N // Phys. Solid State. - 2012. - 54, N9. - P. 1882-1890.

10. Pogrebnjak A.D., Shpak A.P., Beresnev V.M. et al. Effect of thermal annealing in vacuum and air on nanograin sizes in hard and superhard coatings Zr-Ti-Si-N // J. Nanosci. Nanotechn. - 2012. - 12, N 12. - P. 9213 - 9219.

11. Борисов Д.П., Мошков Д.Ю., Овчинников С.В. et al. Нанокомпозитные и наноструктурные сверхтвердые покрытия системы Ti-Si-B-N // Известия вузов. Физика. - 2007. - 50, № 10. - C. 13 - 23.

12. Pogrebnjak A.D., Sobol O.V., Beresnev V.M. et al. Phase composition, thermal stability, physical and mechanical properties of superhard on base Zr-Ti-Si-N nanocomposite coatings// Nanostructured materials and Nanotechnology IV: Ceramic Eng.Sci. Proc. - 2010. - 31, N. 7. - P.127 - 138.

13. Veprek S., Veprek-Heijman M.G.J. Limits to the preparation of superhard nanocomposites: Impurities, deposition and annealing temperature // Thin Solid Films. - 2012. - 522. - P. 274 - 282.

14. Yeh J.-W., Chen Y.-L., Lin S.-J, Chen S.-K. High-entropy alloys - a new era of exploitation // Mater. Sci. Forum. - 2007. - 560. - P. 1-9.

15. Lai C.H., Tsai M.H., Lin S.J., Yeh J.W. Influence of substrate temperature on structure and mechanical, properties of multi-element (Al_Cr_Ta_Ti_Zr)N coatings // Surf. Coat. Technol. - 2007. - 201. - P. 6993-6998.

16. Huang P.K., Yeh J.W. Effects of nitrogen content on structure and mechanical properties of multi-element (Al-Cr-Nb-Si-Ti-V)N coating // Ibid. - 2009. - 203. - P. 1891-1896.

17. Chang Sh.Y., Chen D.Sh. 10-nm-thick quinary (Al-Cr-Ta-Ti-Zr)N film as effective diffusion barrier for Cu interconnects at 900°C // Appl. Phys. Lett. - 2009. - 94, art. 231909.

18. Liang S.Ch., Chang Z.Ch., Tsai D.Ch. et al. Effects of substrate temperature on the structure and mechanical properties of (Ti-V-Cr-Zr-Hf)N coatings // Appl. Surface Sci. - 2011. - 257. - P. 7709-7713.

19. Chang Z.Ch., Liang Sh.Ch., Han Sh. Effect of microstructure on the nanomechanical properties of Ti-V-Cr-Zr-Al nitride ?lms deposited by magnetron sputtering // Nuclear Instrum. Methods in Phys. Res. B. - 2011. - 269. - P.1973-1976.

20. Krause-Rehberg R., Pogrebnyak A.D., Borisyuk V.N. et al. Analysis of local regions near interfaces in nanostructured multicomponent (Ti-Zr-Hf-V-Nb)N coatings produced by the cathodic-arc-vapor-deposition from an arc of an evaporating cathode // Physics of Metals and Metallography. - 2013. - 114, № 8. - С. 672-680.

21. Mishra Aj.K., Samal S., Biswas Kr. Solidification behaviour of Ti-Cu-Fe-Co-Ni high entropy alloys // Trans. Indian Inst. Metals. - 2012. - 65, N 6. - P. 725-730.

22. Tsai Ch.W., Lai S.W., Cheng K.H. et al. Strong amorphization of high-entropy Al-B-CrvSi-Ti nitride film // Thin Solid Films. - 2012. - 520, N 7. - P. 2613 - 2618.

23. Фирстов С.А., Горбань В.Ф., Крапивка Н.А., Печковский Э. П. Упрочнение и механические свойства литых высокоэнтропийных сплавов // Композиты и наноструктуры. - 2011. - № 2. - С. 5-20.

24. Braic V., Balaceanu M., Braic M.A. Vladescu A. et al. Characterization of multi-principal-element (Ti-Zr-Nb-Hf-Ta)N and (Ti-Zr-Nb-Hf-Ta)C coatings for biomedical applications // J. Mech. Behavior Biomed. Mater. - 2012. - 10. - P. 197-205.

25. Genzel C., Reinmers W. A study of X-ray residual stress gradient analysis in thin layers with strong fibre texture // Phys. Stat. Solidi: A-Applied Research. - 1998. - 166. - P. 751 - 762.

26. Khomenko A.V., Prodanov N.V. Molecular dynamics simulations of ultrathin water film confined between flat diamond plates // Condensed Matter. - 2008. - 11, N 4(56). - P. 615-626.

27. Sobol O.V., Pogrebnyak A.D., Beresnev V.M. Effect of the preparation conditions on the phase composition, structure, and mechanical characteristics of vacuum-Arc Zr-Ti-Si-N coatings // Physi. Met. Metall. - 2011. - 112. - P. 188-195.

28. Барвинок В.А. Управление напряженным состоянием и свойства плазменных покрытий // М.: Машиностроение, 1990. - 384 с.

29. Lai C.H., Lin S.J., Yeh J.W., Chang Preparation and characterization of AlCrTaTiZr multi-element nitride coatings // Surf. Coat. Technol. - 2006. -201. - P. 3275-3280.

30. Chang H.W., Huang P.K., Yeh J.W. Influence of substrate bias, deposition temperature and post-deposition annealing on the structure and properties of multi-principal-component (AlCrMoSiTi)N coatings // Surf. Coat. Technol. - 2008. - 202. - P. 3360-3366.

31. Андреев А.А., Саблев Л.П., Григорьев С.Н. Вакуумно-дуговые покрытия // Харьков, ННЦ ХФТИ, 2010. - 318 с.

32. Азаренков Н.А., Соболь О.В., Погребняк А.Д. Материаловедение неравновесного состояния модифицированной поверхности: монография // С. Сумский государственный университет, 2012. - 683 с.

33. Аксенов И.И., Андреев А.А., Белоус В.А. Вакуумная дуга: источники плазмы, осаждение покрытий, поверхностное модифицирование // К: Наукова думка, 2012. - 727 с.

34. Boxman R.L., Zhitomirsky V.N. Vacuum arc deposition devices // Rev. Sci. Inst. - 2006. - Vol. 77. - P. 1-15 (021101).

35. Gu G.F., Zhou W.X. Detrended fluctuation analysis for fractals and multifractals in higher dimensions // Phys. Rev. E. - 2006. . - Vol. 74. - P. 1-7 (061104).

36. Погребняк А., Лозован А., Кирик Г. Структура и свойства нанокомпозитных, гибридных и полимерных покрытий // - М.: Книжный дом «ЛИБРОКОМ», 2011. - 344 с.

37. Pogrebnjak A.D., Beresnev V.M., Kaverina A.Sh.,. Shypylenko A.P, Kolisnichenko O.V., Oyoshi K., Takeda Y., Murakami H., Kolesnikov D.A., Prozorova M.S.. Formation of superhard Ti-Hf-Si-N/NbN/Al₂O₃ multilayer coatings for highly effective protection of steel, Tech. Phys. Lett., 2013, v. 39, p. 189-192.

38. Azarenkov, N.A., Beresnev, V.M., Toryanik, I.S., Pogrebnjak, A.D., Sobol, O.V., Drobyshevskaya, A.A., Kropotov, A.Y., Tolmacheva, G.N., Klymenko, S.A., Turbin, P.V., Lytovchenko, S.V., Kolesnikov, D.A.. Ion-plasma coating AlN-TiB₂-TiSi₂ systems, obtaining and properties, Problems of Atomic Science and Technology, 2013, v. 2, p. 144-147.

39. Pogrebnjak A.D.,. Beresnev V.M, Kolesnikov D.A., Kaverin M.V., Shypylenko A.P., Oyoshi K., Takeda Y., Krause-Rehberg R., Ponomarev A.G.. The effect of segregation and thermodiffusion on the formation of interfaces in nanostructured (Ti-Hf-Zr-V-Nb)N multielement coatings, Tech. Phys. Lett., 2013, v. 39, p. 280-283.

40. Pogrebnjak A.D., Beresnev V.M., Kolesnikov D.A., Bondar O.V., Takeda Y., Oyoshi K., Kaverin M.V., Sobol O.V., Krause-Rehberg R., Karwat C.. Multicomponent (Ti-Zr-Hf-V-Nb)N nanostructure coatings fabrication, high hardness and wear resistance, Acta Physica Polonica A, 2013, v. 123, p. 816-818.

41. Pogrebnjak A.D., Prozorova M.S., Kovalyova M.G., Kolisnichenko O.V., Beresnev V.M., Oyoshi K., Takeda Y., Kaverina A.S., Shypylenko A.P., Partyka J.. Formation of multilayered Ti-Hf-Si-N/NbN/Al₂O₃ coatings with high physical and mechanical properties, Acta Physica Polonica A, 2013, v. 123, p. 813-815.

42. Andreev A.A., Beresnev V.M., Volosova M.A., Grigor'ev S.N., Kolesnikov D.A., Pogrebnjak A.D., Serdyuk I.V., Sobol' O.V., Turbin P.V.. Tribological characteristics of nanocomposite vacuum-plasma Ti-Hf, Ti-Hf-N, and Ti-Hf-Si-N coatings, Journal of Friction and Wear, 2013, v. 34, p. 175-182.

43. Pogrebnjak A.D., Baidak V., Beresnev V., Turbin P., Makhmudov N, Il'yashenko M, Kolesnikov D., Tashmetov M. Physical-mechanical properties of superhard nanocomposite coatings on base Zr-Ti-Si-N, Medziagotyra, 2013, v. 19 p. 140-143.

44. Krause-Rehberg R., Pogrebnjak A.D., Borisyuk V.N., Kaverin M.V., Ponomarev A.G., Bilokur M.A., Oyoshi K., Takeda Y., Beresnev V.M., Sobol' O.V.. Analysis of local regions near interfaces in nanostructured multicomponent (Ti-Zr-Hf-V-Nb)N coatings produced by the cathodic-arc-vapor-deposition from an arc of an evaporating cathode. The Physics of Metals and Metallography, 2013, v. 114, p. 672-680.

45. Pogrebnjak A.D., Beresnev V.M., Bondar O.V., Kaverin M.V.,. Ponomarev A.G. Investigation of (Ti-Zr-Hf-V-Nb)N Multicomponent Nanostructured Coatings before and after Thermal Annealing by Nuclear Physics Methods of Analysis, Russian Physics Journal, 2013, v. 56, p. 532-541.

46. Pogrebnjak A.D., Yakushchenko I.V., Abadias G., Chartier P., Bondar O.V., Beresnev V.M., Takeda Y., Sobol' O.V., Oyoshi K., Andreyev A.A., Mukushev B.A.. The effect of the deposition parameters of nitrides of high-entropy alloys (TiZrHfVNb)N on their structure, composition, mechanical and tribological properties, Journal of Superhard Materials, 2013, v.35, p. 356-368.

47. Pogrebnjak A.D., Kaverin M.V., Beresnev V.M. Influence of the phase and elemental compositions and defect structure on the physicomechanical properties and tribotechnical characteristics of nanostructural Ti-Hf-Si-N coatings, Technical Physics, 2014, v. 59, p. 85-92.

48. Beresnev V.M., Klimenko S.A., Toryanik I.N., Pogrebnjak A.D., Sobol' O.V., Turbin P.V., Grankin S.S.. Superhard coatings of the (Zr-Ti-Si)N and (Ti-Hf-Si)N systems produced by vacuum-arc deposition from a separated flow, Journal of Superhard Materials, 2014, v. 36, p. 29-34.

49. Pogrebnjak A.D., Beresnev V.M., Bondar O.V., Abadias G., Chartier P., Postol'nyi B.A., Andreev A.A., Sobol' O.V.. The effect of nanolayer thickness on the structure and properties of multilayer TiN/MoN coatings, Technical Physics Letters, 2014, v. 40p. 215-218.

50. Toryanik I.N., Beresnev V.M., Serduyk I.V., Pogrebnjak A.D., Sobol O.V., Druchinina O.A., Kovalyova M.G., Turbin P.V., Nyemchenko U.S., Kolesnikov D.A., Dmytrenko A.E.. Structure and physical and mechanical properties of nanocomposite coatings of the system (Zr-Ti-Cr-Nb)N, obtained by vacuum-arc evaporation method, Problems of Atomic Science and Technology, 2014, v. 89p. 88-91.

51. Pogrebnjak A.D., Komarov F.F., Sobol O.V., Kaverina A.Sh., Shypylenko A.P., Karwat C.. Effect of Thermal Treatment on the Structure and Mechanical Properties of Coatings Based on (Ti, Hf, Nb, Si)N, Acta Physica Polonica A, 2014, v. 125, № 6, p. 1312-1316.

52. Pogrebnjak A.D., Abadias G., Bondar O.V., Sobol O.V., Beresnev V.M., Pshyk A.V., Demianenko A.A., Belovol K.O., Kolesnikov D.A., Komsta H.. High Temperature Annealing of Ion-Plasma Nanostructured Coatings Based on AlN-TiB_2(TiSi_2), Acta Physica Polonica A, 2014, v. 125, № 6, p. 1284-1287.

53. Pogrebnjak A.D., Abadias G., Bondar O.V., Postolnyi B.O., Lisovenko M.O., Kyrychenko O.V., Andreev A.A., Beresnev V.M., Kolesnikov D.A., Opielak M.. Structure and Properties of Multilayer Nanostructured Coatings TiN/MoN Depending on Deposition Conditions, Acta Physica Polonica A, 2014, v. 125, № 6, p. 1280-1283.

54. Pogrebnjak A.D., Abadias G., Chartier P., Bondar O.V., Yakuschenko I.V., Takeda Y., Krause-Rehberg R., Kolesnikov D.A., Beresnev V.M., Partyka J. Influence of Deposition Parameters and Thermal Annealing on the Structure and Properties of Nitride Coatings (TiHfZrVNb)N, Acta Physica Polonica A, 2014, v. 125, № 6, p. 1296-1299.

55. Погребняк А. Д., Багдасарян А. А., Якущенко И. В., Береснев В. М. Структура и свойства высокоэнтропийных сплавов и нитридных покрытий на их основе, Успехи химии, 83, 1027 (2014).

56. Pogrebnjak A.D., Eyidi D., Abadias G., Bondar O.V., Beresnev V.M., Sobol O.V. Structure and properties of arc evaporated nanoscale TiN/MoN multilayered systems International Journal of Refractory Metals and Hard Materials Volume 48, January 2015, Pages 222-228.

57. Pogrebnjak A.D., Yakushchenko I.V., Bagdasaryan A.A. , Bondar O.V., Krause-Rehberg R., Abadias G., Chartier P., Oyoshi K., Takeda Y., Beresnev V.M., Sobol O.V. Microstructure, physical and chemical properties of nanostructured (Ti-Hf-Zr-V-Nb)N coatings under different deposition conditions Materials Chemistry and Physics Volume 147, Issue 3, 15 October 2014, Pages 1079-1091.

58. Pogrebnjak A.D., Kaverin M.V., Beresnev V.M. Influence of the phase and elemental compositions and defect structure on the physicomechanical properties and tribotechnical characteristics of nanostructural Ti-Hf-Si-N coatings Technical Physics Volume 59, Issue 1, January 2014, Pages 85-92.

59. Grigoriev S.N., Sobol O.V., Beresnev V.M., Serdyuk I.V., Pogrebnyak A.D., Kolesnikov D.A., Nemchenko U.S. Tribological characteristics of (TiZrHfVNbTa)N coatings applied using the vacuum arc deposition method Journal of Friction and Wear Volume 35, Issue 5, 24 Pages 359-364, 2014.

Размещено на Allbest.ru