Влияние структурно-морфологической организации покрытий на основе ZrO2 на теплопроводность и механические свойства тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Филатов Максим Сергеевич

• Филатов Максим Сергеевич
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Филатов Максим Сергеевич

Оглавление

Введение

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Функциональные наноструктурированные пленки и покрытия (ФНП)

1.1.1 Методы получения и области применения ФНП

1.1.2 Преимущества ФНП с точки зрения механических и термомеханических свойств

1.2 Термобарьерные покрытия (ТБП). Тепловые и механические свойства материалов ТБП

1.2.1 Развитие защитных ТБ покрытий

1.2.2 Структурные особенности и механические свойства покрытий металл - керамика толщиной более 20 мкм

1.2.3 Механические свойства покрытий толщиной более 20 мкм

1.3 Основные свойства диоксида циркония

1.3.1 Структурные особенности и механические свойства керамики на основе 7г02

1.3.2 Покрытия на основе диоксида циркония

1.3.3 Теплопроводность диоксида циркония

1.4 Механические и тепловые свойства наноструктурированных материалов

1.4.1 Структурный размерный эффект и его влияние на механические и тепловые свойства наноматериалов

1.4.2 Градиентные защитные покрытия

2. МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА 41 2.1 Методы получения покрытий на основе 7г02

2.1.1 Ионно-лучевое напыление

2.1.2 Магнетронное высокочастотное напыление

2.2 Методы исследования структуры покрытий

2.2.1 Рентгено-дифракционный анализ

2.2.2 Электронно-зондовый микроанализ

2.2.3 Растровая электронная микроскопия

2.3 Методы исследования механических свойств покрытий

2.3.1 Измерение микротвердости (Нк) с помощью ПМТ-3М (метод Кнупа)

2.3.2 Наноиндентирование, измерение твердости и модуля Юнга

2.3.3 Метод оценки адгезионной прочности покрытий. Испытание на разрыв

2.4 Методы исследования тепловых свойств покрытий

2.4.1 Импульсный лазерный метод исследования тепловых

свойств покрытий на основе 7г02

3 СТАБИЛИЗИРОВАННЫЕ ПОКРЫТИЯ 7г02

3.1 Влияние метода напыления на структуру стабилизированных покрытий 7г02

3.2 Влияние давления реактивного газа (02) на структуру и механические свойства стабилизированных покрытий 7г02

3.3 Термическая стабильность стабилизированных покрытий 7г02

4 НАНОКОМПОЗИТЫ Мх(/г02)ш-хи (М0)х(/г02)ш-х

4.1 Влияние метода и режимов получения на структуру нанокомпо-зитов Мх^г02)юо-х и (М0)х^г02)юо-х

4.2 Механические свойства нанокомпозитов Мх(2г02)100-х и (М0)х^Ю2)100-х

4.3 Структурная и фазовая стабильность композитов Мх(2г02)100-х и (М0)х(7г02)100-х при термических отжигах

5 КОНЦЕНТРАЦИОННО-ГРАДИЕНТНЫЕ ПОКРЫТИЯ М-7г-0 92 5.1 Элементный состав и рентгеноструктурный анализ покрытий М-

7г-0 с различным концентрационно-градиентным профилем

5.2 Механические свойства покрытий М-7г-0 с различными концен-трационно-градиентными профилями

5.3 Фазовая стабильность покрытий №-7г-0 с различными концен-трационно-градиентными профилями 101 6. ВЛИЯНИЕ НАНОРАЗМЕРНОЙ СУБСТРУКТУРЫ НА ТЕПЛОПРОВОДНОСТЬ И АДГЕЗИОННУЮ ПРОЧНОСТЬ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ СТАБИЛИЗИРОВАННОГО 7г02

6.1 Теплопроводность покрытий на основе стабилизированного 7г02

6.2 Адгезионные свойства покрытий на основе стабилизированного

7г02

Заключение

Список литературы

Введение

Актуальность работы:

Известно, что уменьшение среднего размера зерна поликристаллического материала до величин порядка десяти нанометров приводит, как правило, к существенным изменениям его физических свойств. Поэтому исследование влияния наноразмерной субструктуры на характеристики материалов, широко используемых в настоящее время, это не только возможность расширения области применения таких материалов, но и путь улучшения их физических свойств. В данном контексте большой интерес для исследований представляет диоксид циркония, который по совокупности физических характеристик является уникальным материалом, что предопределяет широкий спектр его применения, начиная от медицинской сферы и заканчивая авиационным двигателестроением, в котором диоксид циркония применяется в качестве термобарьерных покрытий на лопатках турбин, работающих при высоких температурах, в окислительной среде и при циклических термонагрузках. Требования, предъявляемые к мощности и ресурсу двигателей нового поколения, создают необходимость расширения диапазона рабочих характеристик таких покрытий, в частности, увеличения твердости, снижения теплопроводности, повышения адгезионной прочности и т. п. Исследования диоксида циркония в этом направлении проводятся, однако изучению влияния субструктуры на свойства покрытий из диоксида циркония уделено мало внимания. Это обусловлено объективной причиной - покрытия, получаемые традиционными методами вакуумного напыления, как правило, имеют крупнозернистую, равновесную структуру.

В данной работе рассмотрены физические закономерности формирования разных типов структурно-морфологической организации покрытий на основе диоксида циркония. Представлены результаты исследования влияния субструктуры покрытий на термическую стабильность, механические свойства и теплопроводность как наноструктурированных покрытий 7г02, так и нанокомпозитных, а также впервые синтезированных, концентрационно-градиентных покрытий на основе

5

стабилизированного 7Ю2 и М, полученных с помощью вакуумных ионно-плазменных технологий. Следует подчеркнуть, что актуальность исследования градиентных покрытий обусловлена возможностью создания функциональных слоев с изменяющейся концентрацией элементов в направлении нормали к подложке, что позволяет снижать механические напряжения на границе покрытие-подложка, и, соответственно, улучшать адгезию керамических материалов к металлическим конструкционным деталям. Кроме этого, градиентные покрытия могут выступать в роли индивидуальных функциональных структур с изменяющимися по толщине свойствами.

Степень проработанности темы

Поликристаллический диоксид циркония является хорошо изученным материалом. Большинство опубликованных работ посвящено исследованию структуры диоксида, изучению его теплопроводности, циклической жаростойкости и термостойкости, а также анализу механических свойств. Большое внимание уделено эффекту трансформационного упрочнения, наблюдаемому в диоксиде циркония, а также проблеме стабилизации высокотемпературной тетрагональной модификации диоксида, которая обуславливает проявление этого эффекта. Показано, что наиболее оптимальным способом стабилизации тетрагональной фазы является добавление примеси иттрия, поэтому в большинстве работ исследуется диоксид циркония, стабилизированный иттрием (так называемый стабилизированный диоксид циркония -УБ7). Актуальной задачей является снижение теплопроводности УБ7. Общепризнанным методом решения этой проблемы является добавление редкоземельных элементов в диоксид, что приводит к дополнительному рассеянию тепловых фононов. Вместе с тем, мало работ посвященных исследованию наноструктурированного диоксида циркония. Крайне слабо изучено влияние наноразмерной субструктуры как на теплопроводность, так и на механические свойства диоксидных покрытий. Не решенным остается вопрос улучшения адгезии диоксидного покрытия к металлической основе. Нанокомпозиты типа металл-

диэлектрик на основе 7г02 известны, однако исследования нанокомпозитных по-

6

крытий металл - диоксид циркония с точки зрения использования их в качестве термобарьерных или защитных покрытий практически отсутствуют. Что же касается концентрационно-градиентных структур, в которых концентрация элементов меняется в направлении перпендикулярном плоскости покрытия, то данных о таких материалах чрезвычайно мало. Представляемая работа призвана восполнить существующие пробелы в области наноструктурированных покрытий на основе стабилизированного диоксида циркония.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние структурно-морфологической организации покрытий на основе ZrO2 на теплопроводность и механические свойства»

Цель работы

Установить зависимость механических свойств, термической устойчивости и теплопроводности покрытий на основе диоксида циркония от их структурно-морфологической организации.

Задачи

- установить закономерности влияния условий получения гомогенных ^г02) и композитных (М-7г-0) покрытий, формируемых ионно-плазменными методами, на субструктуру и фазовый состав;

- установить зависимость механических свойств, термической устойчивости, а также структурно-морфологических особенностей композитных покрытий на основе диоксида циркония от их фазового состава;

- определить влияние структурно-морфологической организации гомогенных ^г02) и композитных (№-7г-0) покрытий на теплопроводность;

- определить влияние переходного, композитно-градиентного слоя (М-7г-0) на механические свойства и теплопроводность диоксидного покрытия, нанесённого на никелевую подложку.

Научная новизна:

Реализация механизма взаимоограничивающего роста фаз при формировании нанокомпозитной структуры в покрытиях М-7г02 и М0-7г02, получаемых методом реактивного ВЧ-магнетронного напыления, предотвращает рост столб-

7

чатой морфологии, образующейся в случае напылении чистого диоксида циркония.

Рассеяние тепловых фононов на межфазных границах в нанокомпозитах М0-7г02 более эффективно, чем рассеяние на межзёренных границах в нанокри-сталлических покрытиях (7Ю2). Результатом этого является снижение теплопроводности композитов более чем на порядок по сравнению с теплопроводностью диоксида циркония.

Формирование переходного слоя, находящегося между металлической подложкой (N1) и диоксидным покрытием (ZгO2) и представляющего собой градиентный композит с наноразмерными фазовыми включениями МО и 7г02, приводит к возрастанию химической и механической адгезии, следствием чего является увеличение прочности сцепления покрытия с основанием.

Теоретическая и практическая значимость:

Предложен подход, позволяющий снижать теплопроводность оксидных покрытий за счет формирования в них композитной структуры, в которой эффективное рассеяние тепловых фононов осуществляется на межфазных границах. Экспериментально показано, что теплопроводность покрытия из нанокомпозит-ного материала М0-7г02 на порядок меньше теплопроводности напылённого нанокристаллического покрытия из диоксида циркония и на два порядка ниже теплопроводности блочной керамики.

Разработана методика нанесения концентрационно-градиентных наноком-позитных покрытий М-7г-0, заключающаяся в одновременном реактивном распылении двух металлических мишеней с согласованным изменением мощности распыляющих магнетронов. В таких покрытиях реализовано изменение соотношения фаз композита, обеспечивающее плавный переход от одной фазы к другой в направлении нормали к плоскости покрытия.

Предложен технологический подход, позволяющий увеличить адгезионную прочность стабилизированного 7г02 к никелевой поверхности, заключаю-

щийся в формировании концентрационно-градиентного переходного слоя Ni-Zr-O на границе поверхность-покрытие.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту

1. Зависимость среднего размера зерна, микротвердости и объёмного соотношения фаз наноструктурированного диоксида циркония, получаемого методом реактивного ВЧ-магнетронного напыления, от парциального давления реактивного газа и типа распыляемой мишени (керамической или металлической).

2. Подавление столбчатой морфологии и формирование композитной нано-гранулированной структуры оксид-оксид NiO-ZrO2, характеризующейся высокой термической стабильностью в воздушной среде и высокими величинами микротвердости по сравнению со стабилизированным диоксидом циркония, формируемого в процессе ионно-плазменного напыления.

3. Уменьшение теплопроводности керамического покрытия на основе стабилизированного диоксида циркония более чем на порядок величины при формировании в нем наноразмерной субструктуры.

4. Увеличение адгезионной прочности покрытия из диоксида циркония к металлической (никелевой) поверхности за счет формирования концентрационно-градиентного переходного слоя Ni-Zr-O.

Апробация работы

Основные положения и научные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях: 5-я Всероссийская конференция по наноматериалам «НАНО-2013», Звенигород, 2013; 5-я Международная конференция «Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества», Суздаль, октябрь, 2014 г.; Международная научная конференция «Актуальные проблемы физики твердого тела», Минск, ноябрь, 2016 г.; 24-th All -Russian conference with international participation «Vacuum technique and technology - 2017», St. Petersburg, June, 2017; 57-я Отчетная научно-техническая конференция: Секции «Физика твердого тела», «Физика и техника низких температур», Во-

9

ронеж апрель, 2018; Международная научная конференция «Актуальные проблемы физики твердого тела», Минск, сентябрь, 2018 г; 22-е Всероссийское совещание по неорганическим и органическим покрытиям, Санкт-Петербург, 2014; 23-я Международная научная конференция посвященная 100-летию со дня рождения В. С. Постникова, Воронеж, 2015; 6-я международная конференция с элементами научной школы для молодежи, Москва, 2016; Международная научная конференция «Актуальные проблемы физики твердого тела», Минск, 2016; Школа ПИЯФ по физике конденсированного состояния, Санкт-Петербург, 2016; Открытый региональный семинар «Перспективные методы создания новых функциональных материалов», Воронеж, 2017; 5-я международная молодежная научная конференция «Физика, Техника, Инновации, Екатеринбург, 2017.

Публикации

По теме диссертации опубликовано 25 печатных работ, включая 4 статьи, опубликованные в журналах, рекомендуемых ВАК РФ, одну статью, индексированную в системе Scopus, и три патента РФ.

Все экспериментальные и теоретические результаты работы получены аспирантом лично.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы из 124 наименований. Работа изложена на 133 страницах, содержит 70 рисунков и 1 таблицу.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Функциональные наноструктурированные покрытия (ФНП)

1.1.1 Методы получения и области применения ФНП

В настоящее время существует большое количество направлений потенциального и практического применения функциональных наноструктурированных покрытий. К таким направлениям относятся: аэрокосмическая и оборонная промышленность, электроника и ITC, энергетическая промышленность, биологические исследования и здравоохранение, строительство, машиностроение, текстильная промышленность, экология и очистка воды, автомобильная и даже пищевая промышленность. В данной работе ФНП рассматриваются с точки зрения их применения в аэрокосмической и машиностроительной отрасли. В настоящее время в этих областях сконцентрировано большое количество научно прикладных задач, связанных с применением таких покрытий. В машиностроительных отраслях ключевыми являются такие характеристики покрытий как износостойкость, коррозионная стойкость, химическая инертность, прочность, термостойкость, жаростойкость и др. Например, в институте авиационных материалов (ВИАМ) с помощью ионно-плазменной технологии ассистированного осаждения получают многослойные покрытия Me/MeN, Me/MeC. Это керметные покрытия на основе оксикарбонитридов содержащих от 20 до 500 нанослоев (толщина слоя составляет 50 нм), общей толщиной от 5-100 мкм (рис. 1.1) [1].

Рис. 1.1 Наноструктурные защитные и упрочняющие ионно-плазменные покрытия для лопаток турбины и компрессора ГТД

11

Проводимая в ВИАМ работа позволила создать наноструктурированные покрытия (НП), с помощью которых рабочий ресурс лопаток РД-33 был увеличен с 50 до 3000 ч. Также существует пример НП позволившего обеспечить защиту от солевой коррозии и увеличить ресурс лопаток компрессора двигателя РД-33МК самолетов палубного базирования МИГ-29К и МИГ-29К/КУБ в 5-7 раз [1].

Существует большое количество технологий нанесения (напыления) различных покрытий. По способу нанесения покрытий можно выделить ряд основных методов: химическое осаждение (электролиз), электрохимическое (из растворов, из расплавов солей), горячее погружение, напыление (газоплазменное, электродуговая металлизация, плазменное, детонационное), наплавка (дуговая, плазменная, металлом в инертном газе и пр.), механическое нанесение, ионная имплантация, химическое осаждение из газовой фазы (CVD-chemical vapor deposition), физическое осаждение в вакууме (PVD-physical vapor deposition). Для нанесения защитных наноструктурированных покрытий или тонких пленок в основном используется либо химическое осаждение из паровой фазы (CVD), либо физическое осаждение в вакууме (PVD).

Физическое осаждение в вакууме (PVD-physical vapor deposition)- группа методов напыления покрытий или тонких плёнок в вакууме, в которых осаждение происходит за счет прямой конденсации пара наносимого материала.

Рис. 1.2 Схема магнетронного распыления

12

В общем случае можно выделить три стадии физического осаждения покрытий:

- создание газовой (паровой) фазы из «мишени» (мишень это твердый материал, состоящий из элементов необходимых для формирования покрытия);

- транспорт газа (пара) к подложке, конструкционной детали или другому субстрату;

- конденсация газа (пара) на субстрате и формирование покрытия.

К группе PVD методов относятся технологии отличающиеся методами испарения различных мишеней, а также варианты этих процессов (например, магне-тронное распыление, ионно-лучевое распыление, катодно-дуговое осаждение, ка-тодно-ионное осаждение и др.). Для создания газа (пара) наносимого материала, используют термический нагрев, испарение электронным или лазерным лучом, испарение электрической дугой, ионно-плазменное распыление и пр. В качестве примера на рис. 1.2 представлена схема магнетронного распыления.

Процессы физического осаждения из газовой фазы применяют для создания на поверхности деталей, инструментов и прочего оборудования функциональных покрытий. Как уже было описано ранее, функциональные покрытия могут выполнять роль износостойких, коррозионностойких, эрозионностойких, антифрикционных, антизадирных, барьерных, термобарьерных и прочих покрытий [2, 3].

Представленные методы позволяют создавать функциональные нанострук-турированные покрытия в очень широком диапазоне составов и свойств, что делает их весьма перспективными с точки зрения как экспериментально-исследовательской деятельности, так и с точки зрения практического внедрения в различные отрасли [4].

1.1.2 Преимущества ФНП с точки зрения механических и термомеханических свойств

В общем случае, для наноструктурированных покрытий характерна высокая объемная доля границ раздела (рис. 1.3) с прочной энергией связи и отсут-

13

ствием дислокаций внутри нанокристаллитов размером от 1 до 10 нм [5, 6]. В совокупности с возможностью контроля соотношения элементов и объемных долей кристаллической и аморфной фаз, становится возможным проектирование и создание многофункциональных наноструктурированных покрытий и пленок с уникальными механическими и термомеханическими свойствами, способными прийти на замену традиционным защитным покрытиям, а также открыть новые направления их применения.

АтогрИош рЬазсз (<;-) 11ап1 папосгу&1аШпс рИам** (пс-)

(ссгшшс. тс1а|. сагЪоп. с!с.) (П|(г1с1сч. сагЫсКх Ьогн1сч. «\iilcs. чШсЫсч, С1С.)

Рис. 1.3 Модельное представление материала в наноструктурированном состоянии

Во многих работах [7-10] отмечается, что уникальность свойств наноструктурированных покрытий проявляется в высоких значениях твердости (Н > 30 ГПа), в величине упругого восстановления (>70 %), прочности, термической стабильности, жаростойкости и коррозионной стойкости. Важным преимуществом многофункциональных наноструктурных пленок (МНП) является возможность получения материалов с одинаковой твердостью, но различными значениями модуля упругости (Е). Это означает, что тонкие пленки с одинаковой твердостью будут различаться значениями упругой деформации разрушения (упругая деформация описывается соотношением Н/Е) и сопротивлением материала пластической деформации (сопротивление пластической деформации описывается

3 2

соотношением Н /Е ) [7]. На примере покрытий на основе нитрида титана TiN было показано, что по своим физико-механическим и трибологическим свойствам наноструктурированные пленки значительно превосходят традиционные пленки из нитрида и карбонитрида титана. Так пленки ТьВ-Ы и ТьСг-В-Ы, полученные в оптимальных режимах, имеют соответственно твердость 31 -34 ГПа и 40-47 ГПа, средний модуль упругости 378 ГПа и 506 ГПа, коэффициент трения 0.49 - 0.6 и 0.45-0.52, скорость сухого износа 3.4-4.6-10-7 мм3Н-1м-1 и 6.0-6.8-10-7 мм3Н-1м-1 и адгезию к подложке (при максимальной критической нагрузке, выше которой происходило отслоение покрытия) 50 Н и 42 Н. Отмечается высокая термическая стабильность ФНП на основе нитрида титана. Также в работе [7] говорится о положительном влиянии легирующих добавок на стойкость карбидов, боридов и нитридов титана к окислению и на износостойкость при повышенных температурах. Введение легирующих элементов А1, Si и Сг в состав защитных покрытий позволяет добиться сочетания высокой твердости и износостойкости с относительно низким коэффициентом трения.

Покрытия в наноструктурированном состоянии в сочетании с возможностью тонкого изменения состава пленок, являются перспективными объектами для изучения механических и термомеханических свойств. Однако следует учитывать, что переход к нанокристаллической структуре означает возникновение новых механизмов деформации, отличных от классического деформационного скольжения, из чего следует, что уменьшение кристалличности сразу приводит к конкуренции процессов скольжения дислокаций с другими явлениями, связанными с влиянием поверхности раздела [11].

1.2 Термобарьерные покрытия (ТБП). Тепловые и механические свойства

материалов ТБП

1.2.1 Развитие защитных ТБ покрытий

Термобарьерные покрытия или термо-жаростойкие покрытия (thermal barrier coatings) это группа защитных функциональных покрытий предназначенных

15

для защиты конструкционных деталей и изделий от высокотемпературной коррозии, окисления и разрушения. Существует ряд определенных требований, предъявляемых к ТБП [12-19]:

- покрытия должны создавать эффективный барьер на пути диффузии атомов газовой среды в основу и диффузии атомов основы через покрытие в обратном направлении;

- слабо взаимодействовать с подложкой и окружающей средой;

- покрытия должны быть механически совместимы с основой, то есть обладать хорошей адгезией, термостойкостью и схожими температурными коэффициентами расширения;

- обеспечивать длительную работу детали без разрушения и отслоения;

- снижать температуру основы.

В качестве материалов для жаростойких покрытий в зависимости от конкретных задач могут быть металлы, сплавы, тугоплавкие соединения или их комбинации, которые при высоких температурах образуют стабильные окисные пленки, например Сг203, А1203, БЮ2 или более сложные окислы типа шпинелей -Ме203-Ме0. Основным направлением применения таких покрытий является аэрокосмическая промышленность и машиностроение.

Развитие керамических ТБ покрытий связано с появлением и использованием новых технологий получения. С появлением пламенного, а затем и ионно-плазменного распыления, были получены керамические покрытия А1203, 7г02-Са0/№Сг, которые, успешно применялись при создании экспериментальных реактивных самолетов Х-15 [20-24]. В 1970 плазменные ТБП начали использоваться на переходных стальных трубках и других работающих при высоких температурах компонентах в коммерческих газотурбинных двигателях [25]. Однако, представленные покрытия оказались не пригодны для продолжительной работы при высоких температурах (~ 1100 0С). В оксиде алюминия при термоциклировании происходил фазовый переход в стабильную а фазу, приводящий к уменьшению параметра решетки. Данный процесс приводил к возникновению сжимающих

напряжений и трещин, что негативно сказывалось на защитных свойствах ТБП.

16

Аналогичные проблемы возникли и в случае диоксида циркония. Кубическая фаза с-7г02 при температуре ниже 1140 0С переходила в стабильную моноклинную фазу, причем переход сопровождался изменением объема покрытия [26, 27].

Текущая эра керамических ТБ покрытий началась в середине 70-х с началом использования двухслойного ТБП состоящего из адгезионного, коррозионно-стойкого слоя МСгА1У и керамического стабилизированного слоя 7г02-У203. На рис. 1.4 изображена турбина I - 75 после первых удачных испытаний [28, 29].

Рис. 1.4 Турбина I - 75 с ТБП покрытием МСгА1У/7г02-12У203после первых

успешных испытаний

Адгезионный слой не только обеспечил коррозионную защиту детали от высокотемпературного окисления, но и позволил улучшить адгезию и снизить внутренние напряжения между жаростойким керамическим слоем и деталью. Исследования показали, что содержание 6 - 8 ат. % У203 приводит к значительному увеличению термостойкости покрытия (рис. 1.5) [30].

О 4 6 в 10 12 14 16 10 20 22 24 26

сомсЕчталпсю ор угоэ N гЮг. »п *

Рис. 1.5 Зависимость количества циклов до разрушения ТБП от концентрации

стабилизирующей добавки Y2O3 [30]

До сих пор наиболее широкое применение в качестве барьерного слоя находит соединение на основе стабилизированного диоксида циркония. Также на сегодняшний день используются и другие различные типы ТБП. Например, покрытия из чистых металлов (Л1, благородные металлы), покрытия из сплавов и металлических соединений (№&, CoCr, CoCrFe, интерметаллиды NiAl,

силициды MoSi2), покрытия из двухфазных сплавов и композиционных материалов (сплавы FeCrAlY, сплавы CoCrAlY, сплавы CoCrAlY с добавками Si, Pt, Hf) и т. д. Тем не менее, оксиды многих металлов остаются наиболее перспективными материалами на основе которых можно создавать новые ТБП, так как они являются термодинамически стабильными соединениями и, как правило, обладают устойчивостью в окислительных атмосферах вплоть до температуры плавления

[31].

В работе [32] перечислены некоторые преимущества и недостатки различных ТБП:

- Покрытие 7 - 8 YSZ. Преимущества: высокий коэффициент термического расширения (КТР), низкая теплопроводность, высокая стойкость к термическому удару. Недостатки: спекание выше 1273 фазовый переход 1179 низкая стойкость к коррозии, низкое сопротивление диффузии кислорода;

- Ми1Ше (3А1303-28Ю2). Преимущества: высокое сопротивление коррозии, низкая теплопроводность, хорошая стойкость к термическому удару при 1000 0С и ниже, высокое сопротивление диффузии кислорода. Недостатки: кристаллизация при температурах 740 - 1000 0С, очень низкий КТР;

- А1203. Преимущества: высокое сопротивление коррозии, высокая твердость, отсутствие диффузии кислорода. Недостатки: Фазовый переход при 1000 0С, высокая теплопроводность, очень низкий КТР;

- УБ7+Се02. Преимущества: высокий КТР, низкая теплопроводность, высокое сопротивление коррозии, меньший интервал ш^фазового перехода по сравнению с чистымУБ/, высокая стойкость к термическому удару. Недостатки: высокая скорость спекания, выделение Се02 при температуре 1200 0С, потеря Се02 в процессе распыления;

- Ьа27г207. Преимущества: очень высокая термическая стабильность, низкая теплопроводность, низкая скорость спекания, отсутствие диффузии кислорода. Недостатки: относительно низкий КТР;

- Силикаты. Преимущества: низкая стоимость, высокая доступность, высокое сопротивление коррозии. Недостатки: распад на 7г02 и БЮ2 в процессе распыления, очень низкий КТР;

- 8йг03 Преимущества: высокий КТР, низкая теплопроводность, низкая скорость спекания. Недостатки: наличие фазовых переходов, потеря Бг0 в процессе распыления [32].

Для совершенствования термобарьерных покрытий в настоящее время рассматриваются несколько подходов. Во-первых, необходимо снижение коэффициента теплопроводности керамического слоя, повышение рабочих температур и времени работы покрытия. Во-вторых, необходимо создание керамических ТБП с контролируемым распределением внутренних напряжений. В-третьих, необходимо улучшение теплозащитных свойств ТБП [33].

Таким образом, ТБП прошли путь от исследований в лаборатории до реального применения в серьезных отраслях. На данный момент уже невозможно

представить себе строительство перспективных газотурбинных двигателей без создания термобарьерных покрытий нового поколения [34].

1.2.2 Структурные особенности и механические свойства покрытий металл - керамика толщиной более 20 мкм

Известно [35], что в покрытиях сплавов типа твердых растворов, наблюдается более мелкозернистая структура по сравнению с покрытиями чистых металлов. Например, в покрытиях МА1 наблюдается резкое уменьшение размеров зерна при введении всего 3 - 4 % А1 [35]. В двухфазных покрытиях переменного состава полученных раздельным испарением (например, в конденсатах типа металл (сплав) - тугоплавкий окисел) наблюдается измельчение столбчатых кристаллитов с одновременным увеличением степени их равновесности [36, 37].

В работах [37, 38] показано, что частицы окислов А1203и 7г02 способствуют более интенсивному измельчению зерна в конденсатах железа по сравнению с боридами (Т1Б2, 7гБ2) и карбидами (НС, ЫЪС).

1 - Бе-А^, 2 - Бе-7г02 (Тп = 630 0С), 3 - М-А^ (Тп = 750 0С), 4 - №-гЮ2(Тп = 850 0С), 5 - М-гЮ^ = 11000С);

Рис. 1.6 Ширина столбчатых кристаллитов двухфазных покрытий в зависимости

от содержания второй фазы 20

На рис. 1.6 показано изменение ширины столбчатых кристаллитов Fe-Al2O3,Fe-ZrO2, М-Л1203, М^Ю2 в зависимости от концентрации керамической фазы.

На рис. 1.7 представлена зависимость среднего размера частиц ZrO2 в зависимости от содержания второй фазы при разных температурах подложки.

1 - Fe-Лl2Oз(Tп = 650 0С), 2 - Fe-ZrO2 (Тп = 850 0С), 3 - М-ЛЬОз (Тп = 1100оС), Рис. 1.7 Средний размер частиц ZrO2 в конденсатах М - ZrO2 в зависимости от со-

Как отмечает автор [39], покрытия металл-керамика обладают хорошей термической стабильностью структуры. Например, в покрытиях на основе железа, никеля и меди, рост частиц не происходит при нагреве до температур 0.9 Тпл материала матрицы и выдержке в течение 20 ч.

4 Ж1нм а _ J

л- Л

держания второй фазы

1.2.3 Механические свойства покрытий толщиной более 20 мкм

В конденсированных материалах четко проявляется зависимость механических свойств от структуры [40]. Одновременно с возможностью изменения в широких пределах характера распределения зерен, субзерен, дефектов и т. п., в покрытиях по сравнению с массивными материалами появляется дополнительный фактор упрочнения - толщина. В пленках толщиной менее 1 мкм, когда дисперсность структуры становится соизмеримой с толщиной пленки, наблюдается существенное повышение прочности [40]. Толщина жаростойких покрытий, как правило, больше 15 - 20 мкм. Кроме того жаропрочные покрытия предназначены для длительной работы при высоких температурах и должны обладать стабильными структурой и механическими свойствами. Покрытиям, осажденным при низкой температуре (~100-200 0С) свойственна неравновесная структура и как следствие они имеют высокую твердость, прочность и очень низкую пластичность (разрушаются практически без образования «шейки»). По мере увеличения температуры, значения твердости, прочности стремятся к значениям характерным для массивных образцов. Такая зависимость механических свойств от температуры характерна как для металлических покрытий, так и для керамических.

Перспективными с точки зрения получения жаростойких покрытий являются покрытия металл-керамика, которые как говорилось выше, обладают высокой стабильностью структуры. Твердость таких материалов зависит от природы, количества и размеров частиц в конденсате [38, 41]. Пластичность двухфазных конденсатов сложная функция этих параметров. Известно [38], что пластичность двухфазных конденсатов на основе железа, никеля и меди, существенно зависит от двух структурных параметров, среднего размера зерна (ширины столбчатых кристаллитов) матрицы Э, и среднего свободного пути между частицами второй фазы Ь. Максимальная пластичность двухфазных конденсатов достигается при Э=Ь. Не зависимо от типа частиц, когда Э=Ь наблюдается максимум пластичности. Покрытия металл - керамика при Э=Ь также имеют минимум твердости [41].

Изменяя размеры Эи Ьможно управлять механическими свойствами покрытий.

22

1.3 Основные свойства диоксида циркония

1.3.1. Структурные особенности и механические свойства керамики на основе 7г02

Диоксид циркония 7г02 является керамическим материалом, обладающим рядом интересных и полезных свойств, и существует в виде трех кристаллических фаз, моноклинной (ш), тетрагональной (1) и кубической (с). Фактически и тетрагональную, и моноклинную фазы можно представить как производные от кубической фазы, которая имеет структуру флюорита [42]. Тетрагональная фаза образуется из кубической путем специфической перестройки кислородной кубической подрешетки (при которой одна половина атомов кислорода смещается относительно другой) и удлинения элементарной ячейки в направлении смещения атомов кислорода. Моноклинная фаза образуется из тетрагональной путем сдвиговой деформации всей элементарной ячейки с некоторым изменением длин ее сторон

На рис.1.8 изображена ячейка кубического диоксида циркония, из которого видно расположение атомов циркония и кислорода. На рис. 1.9 представлена последовательность фазовых переходов, происходящих в диоксиде циркония при увеличении температуры.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Филатов Максим Сергеевич, 2019 год

Список литературы

1. Чабина Е.Б. Перспективные разработки ВИАМ в области наноматериа-лов и нанотехнологий / Е. Б. Чабина, Г. А. Морозов, А. Н. Луценко, С. Ю. Скри-пачев // Энциклопедический справочник. - 2012. - № 6. - 15 с.

2. Powell Vapor Deposition / Powell, F. Carroll, Joseph H. Oxley, John Milton // The Electrochemical Society series. - New York: Wiley. - 1966. - 725 c.

3. Mattox Handbook of Physical Vapor Deposition (PVD) Processing: Film Formation, Adhesion, Surface Preparation and Contamination Control / Mattox, M. Donald // Westwood, N.J.: Noyes Publications. - 1998. - 944 с.

4. Wang M. Morphology and mechanical properties of TiN coatings prepared with different PVD method / M. Wang, G. Ma, X. Liu, C. Dong // Rare metal materials and engineering. - Vol. 45. - № 12. - 2016. - p. 3080 - 3084.

5. Veprek S. A concept for the design of novel super hard coatings / S. Veprek, S. Reiprich // Thin Solid Films. - 1995. - Vol. 268. - p. 64 - 71.

6. Veprek S. Super hard nanocrystalline W2N amorphous Si3N4 composite materials / S.Veprek, M. Haussmann, S. Reiprich // Vac. Sci. Technol. - 1996 - p. 46.

7. Левашов Е.А. Многофункциональные наноструктурированные пленки / Е.А. Левашов, Д.В. Штанский // Усп. хим. - Т. 76. - № 5. - 2007. - c. 501 - 509.

8. Xingguang L. The combined effects of Cu and Ag on the nanostructure and mechanical properties of CrCuAgN PVD coatings / L. Xingguang, K. John, M. Allan, L. Adrian // Surface and coatings Technology. - 2015. - p. 11.

9. Agata S. Prediction of the properties of PVD/CVD coatings with the use of FEM analysis / S. Agata, M. Jaroslav, G. Klaudiuz, T. Tomasz, K. Waldemar, B. Miroslav, B. Zbigniev // Applied Surface Science. - 2016. - p. 7.

10. Wanglin C. Thermal stability and mechanical properties of HVOF/PVD duplex ceramic coatings produced by HVOF and cathodic vacuum arc / C. Wanglin, F. Bo, Z. Daoda, M. Xianna, Z. Shihong // Ceramics International . - 2017. - p. 7415 -7423.

11. Song H.W. A coherent polycrystal model for the inverse Hall-Petch relation in nanocrystalline materials / H.W. Song, S.R. Guo, Z.Q. Hu // Nanostruct. Mater. -1999. - Vol. 11. - № 2. - p. 203 - 210.

12. Ковстад П. Высокотемпературное окисление металлов / П. Ковстад. -М.: Мир. - 1969. - 392 с.

13. Кубашевский О. Окисление металлов и сплавов / О. Кубашевский, Б. Гопкинс. - М.: Металлургия. - 1965. - 428 с.

14. Эванс Ю. Р. Коррозия и окисление металлов / Ю.Р. Эванс. - М.: Машгиз. - 1962. - 856 с.

15. Коломыцев П.Т. Григорьева Л. В. Влияние температуры эксплуатации на состав и структуру покрытий, полученных хромоалитированием в вакууме, на сплавах ЭП - 109 и ЖС6КП / П.Т. Коломыцев, Л.В. Григорьева // Защитные покрытия на металлах. - 1980. - № 14. - 272 с.

16. Симе Ч. Жаропрочные сплавы / Ч. Симе, В. Хагель. - М.: Металлургия. - 1976. - 568 с.

17. Титц Т. Тугоплавкие металлы и сплавы / Т. Титц, Дж. Уилсон. - М.: Металлургия. - 1969. - 352 с.

18. Химушин Ф.Ф., Жаропрочные стали и сплавы / Ф.Ф. Химушин. - М.: Металлургия. - 1969. - 750 с.

19. Vilat M. High temperature corrosion resistance of gas turbine / M. Vilat, P. Felix // Techn. Rdsh. - 1976. - Vol. 58. - № 3. - p. 213 - 227.

20. Ault N.N. Characteristics of Refractory Oxide Coatings Produced by Flame Spraying / N.N. Ault // J. Amer. Ceram. Soc. - Vo1. 40. - 1957. - p. 69 - 74.

21. Levy A.V. Ceramic Coating for Insulation / A.V. Levy // Met. Prog. - Vo1. 75. - 1959. - p. 86 - 89.

22. Hjelm L.N. Research-Airplane-Committee Report on Conference on the Progress of the X-15 Project NASA TM X-57072 / L.N. Hjelm, B.R. Bornhorst // National Aeronautics and Space Administration. - 1961. - p. 227 - 253.

23. Davies H. The Design and Development of the Thiokol XRL99 Rocket Engine for the X-15 Aircraft / H. Davies // J. R. Aeronaut. Soc. - Vo1. 67. - 1963. - p. 79 -91.

24. Grisaffe S.G. Simplified Guide to Thermal-Spray Coatings / S.G. Grisaffe // Mach. Des. - Vo1. 39,. - 1967. - p. 174 - 181.

25. Goward G.W. Seventeen Years of Thermal Barrier Coatings. Coatings for Advanced Heat Engines Workshop / G.W. Goward // U.S. Department of Energy. -1987. - p. 1 - 9.

26. Chuanian D. Oxide Powders for Plasma Spraying-The Relationship Between Powder Characteristics and Coating Properties / D. Chuanian, R.A. Zatorski, and H. Herman // Thin Solid Films. - Vol. 118. - 1984. - p. 467 - 475.

27. Toriz E.C. Thermal Barrier Coating for Jet Engines / E C. Toriz, A.B. Thak-ker, S.K. Gupta. - Manufacturing Materials and Metallurgy. - Vol. 5. - 1988. - p. 9.

28. Stecura S. Two Layer Thermal Barrier Coating for High Temperature Components / S. Stecura //Am. Ceram. Soc. Bull. - Vo1. 56. - 1977. - p. 1082 - 1085.

29. Liebert C.H. Durability of Zirconia Thermal Barrier Ceramic Coatings on Air-Cooled Turbine Blades in Cyclic Jet Engine Operation / C.H. Liebert. - NASA TM X-3410. - 1976. - p. 18.

30. Stecura S. Effects of Compositional Changes on the Performance of a Thermal Barrier Coating System / S. Stecura. - NASA TM-78976. - National Aeronautics and Space Administration. - 1978. - p. 32.

31. Мовчан Б. А. Жаростойкие покрытия осаждаемые в вакууме / Б. А. Мов-чан, И.С. Малашенко. - Киев.: Наука думка. - 1983. - 232 с.

32. Huibin X. Thermal barrier coatings / X. Huibin, G. Hongbo. - Wood Head Publishing Limited. - 2011. - p. 351.

33. Manuel B. Advanced Ceramic Materials for high Temperature Applications / B. Manuel // Adv. Eng. Mater. - 2006. - № 8. - p. 693-703.

34. Miller R.A. Thermal barrier coatings for aircraft engines: history and directions / R.A. Miller // J. Thermal Spray Technology. - Vol. 6. - 1997.

35. Nilson H.T. Grain size in evaporated NiAl films / H.T. Nilson, B. Anderson, S.E. Karlson // Int. Conf. Met. Coat. San Diego. - USA. - 1979. - Vol. 1. - p. 87 - 92.

36. Majumber K.S. Synthesis and Structural characterization of copper-alumina composites prepared by high rate PVD / K.S. Majumber // Thing solid films. - 1977. -42. - № 3. - p. 327 - 341.

37. Мовчан Б.А. Зависимость структуры и механических свойств толстых конденсатов железо-тугоплавкое соединение от содержания дисперсных частиц / Б.А. Мовчан, А.В. Демчишин, Л. Д. Кулак // Физика металлов и металловедение. -1977. - № 4. - с. 849-857.

38. Мовчан Б.А. Влияние второй фазы на структуру и механические свойства вакуумных конденсатов / Б.А. Мовчан, Г.Ф. Бадиленко, А.В. Демчишин // Металлофизика. - 1980. - № 1. - с. 77 - 84.

39. Bunshah R.F. Mechanical properties of thin films / R.F. Bunshah // Vacuum. - 1977. - № 4. - p. 353-362.

40. Majumder K.S. The structure-property relationships in evaporated thick films of aluminia-despersed copper / K.S. Majumder // Ibid. - 1974. - №3. - p. 343 -352.

41. Мовчан Б. А. Структура и свойства толстых вакуумных конденсатов / Б.А. Мовчан, А.А. Чевычелов, Т.А. Молодкина, // Проблемы электрометаллургии. - 1979. - №. 11. - с. 76 - 71.

42. Заводинский В.Г. О стабильности кубического диоксида циркония и стехиометрических наночастиц диоксида циркония / В.Г. Заводинский, А.Н. Чибисов // Физика Твердого тела. - 2006. - Т. 48. - № 2. - с. 343 - 347.

43. Матренин С.В. Техническая керамика: учеб. пособие / С.В. Матренин,

A.И. Слосман. - Томск.: ТПУ. - 2004. - 75 с.

44. Сергеев В.П. Увеличение термоциклической стойкости покрытий на основе Zr-Y-O, полученных методом магнетронного осаждения / В.П. Сергеев,

B.В. Нейфельд, А.Р. Сунгатулин, О.В. Сергеев, М.В. Федорищева, А.Ю. Никалин // Известия ТПУ. - 2010. - Т. 317. - № 2. - с. 12 -18.

45. Сергеев В.П. Увеличение термоциклической стойкости покрытий на основе Zr-Y-O, полученных методом магнетронного осаждения / В.П. Сергеев, В.В. Нейфельд, А.Р. Сунгатулин, О.В. Сергеев, М.В. Федорищева, А.Ю. Никалин // Известия ТПУ. - 2010. - Т. 317. - № 2. - с. 12 -18.

46. Wang W. Fabrication and characterization of Ni-ZrO2 composite nano-coatings by pulse electrodeposition / W.Wang, F.Y. Hou, H. Wang, H. T. Guo // Scripta Materialia. - 2005. - № 53. - p. 91-103.

47. Пугачевский М.А. Композиционное покрытие на основе диоксида циркония и нанопроволок вольфрама / М.А. Пугачевский, С.А. Пячин, К.С. Макаре-вич // Институт материаловедения ХНЦ ДВО РАН. - 2009. - с. 18 - 24.

48. Byung-Koog J. Thermal conductivity of ZrO2-4 mol%Y2O3 thin coatings by pulsed thermal imaging method / J. Byung-Koog, S. Jiangang, K. Seongwon, O. Yoon-Suk, L. Sung-Min, K. Hyung-Tae // Surface & Coatings Technology. - 2015. -Vol. - 284. - p. 57-62.

49. Zhu D. Thermal conductivity and sintering behavior of advanced thermal barrier coatings / D. Zhu, R. Miller // NASA. - 2002. - p. 10.

50. Bobzin K. Deposition and characterization of thermal barrier coatings of ZrO2-4 mol.% Y2O3-1 mol.% Gd2O3-1 mol.% Yb2O3 / K. Bobzin, L. Zhao, M. Ote, T. Linke // Surface & Coatings Technology. - 2015. - № 268. - p. 205-208.

51. Zhu D. Furnace cyclic oxidation behavior of multicomponent low conductivity thermal barrier coatings / D. Zhu, J. A. Nebsbitt, C. A. Barret. T. R. McCue, R. A. Miller // J. Therm Spray Technol. - 2004. - № 13. - p. 84 - 92.

52. Sivakumar S. Thermo-physical behavior of atmospheric plasma sprayed high porosity lanthanum zirconate coatings / S. Sivakumar, К. Praveen, G. Shanmugav-elayutham, S. Yugeswaran, J. Mostaghimi // Surface & Coatings Technology. - 2017. -№ 326. - p. 173-182.

53. Nicholls. J. R. Methods to reduce the thermal conductivity of EB-PVD TBCs / J.R. Nicholls. K.J. Lawson, A. Jolmstone. D.S. Rickerby // Surface and Coatings Technology. - 2002. - №151-152. - p. 383-391.

54. Wellman. R.G. The effect of TBC morphology on the erosion rate of EB PVD TBCs / R.G. Wellman, M.J. Deakinb, J.R. Nicholls // Wear. - 2005. - № 258. - p. 349-356.

55. Renteria A.F. Effect of morphology on thermal conductivity of EB-PVD PYSZ TBCs / A.F. Renteria, B. Saruhan, U. Schulz, H.J. Raetzer-Scheibe, J. Haug, A. Wiedenmann // Surface & Coatings Technology. - 2006. - № 201. - p. 2611-2620.

56. Jang B.K. Thermal conductivity of ZrO2 4 mol % Y205 thin coatings by pulsed thermal imaging method / B.K. Jang, J. Sun, S. Kim, Y.S. Oh, S. Lee, H. Kim // Surface & Coatings Technology. - 2015. - № 284. - p. 57 - 62.

57. Jang B.K. Thermal conductivity of EB-PVD ZrO2 4 mol % Y2O3 films using the laser flash method / B.K. Jang, Y. Sakka, N. Yamaguchi, H. Matsubara, H.T. Kim // Journal of Alloys and Compounds. - 2011. - № 509. - p. 1045-1049.

58. Zhang X. Toughness and elasticity behaviors in nanostructured 7at.% Y2O3 stabilized ZrO2 coating / X. Zhang, K. Zhou, M. Liu, C. Deng, B. Chen // Surface and Coatings Technology. -.2015 - № 276. - p. 316-319.

59. Иевлев В.М. Тонкие пленки неорганических материалов: механизм роста и структура. Учеб. Пособие / В.М. Иевлев. - Воронеж: Издательство ВГУ. -2008. - 496 с.

60. Song H.W. A coherent polycrystal model for the inverse Hall-Petch relation in nanocrystalline materials / H.W. Song, S.R. Guo, Z.Q. Hu // Nanostruct. Mater. -1999. - Vol. 11. - № 2. - p. 203-210.

61. Hall E.O. The deformation and aging of mild steel / E.O. Hall // Proc. Phys. Soc. (London). - 1951. -Vol. 64. - p. 742-753.

62. Hahn H. Mechanical response of nanostructured materials / H. Hahn K.A. Padmanabhan // Nanostruct. Mater. - 1995. - Vol. 6. - № 4. - p. 191-200.

63. Edelstain A.S. Nanomaterials: Synthesis, Properties and Applications / A.S. Edelstain, R.C. Cammarata // Bristol and Philadelphia, Inst. Physics Publ. - 1996. - № 2. - p. 201 - 219.

64. Siegel R.W. Status and Trends in Nanoparticles, Nanostructured Materials, and Nanodevices in the United States / R.W. Siegel, E. Hwu, M.C. Roco // Baltimore, Int. Technology Res. Inst. - 1997. - Vol. 7. - № 3. - p. 91-102.

65. Ovidko I.A. Interfaces and misfit defects in nanostructured and polycrystal-line films / I.A. Ovidko // Mater. Sci. - 2000. - Vol. 1. - № 1. - p. 61-107.

66. Siegel R.W. Mechanical properties of nanophase metals / R.W. Siegel G.E.Fougere // Nanostruct. Mater. - 1995. - Vol. 6. - № 4. - p. 205-216.

67. Соболь О.В. Факторы, обуславливающие формирование аморфнопо-добного и нанокристаллического структурного состояния в ионно-плазменных конденсатах / О.В. Соболь // ФИП. - 2008. - Т. 6. - № 3. - с. 134-141.

68. Musil J. Hard amorphous a - Si3N4/MeNx nanocomposite coatings with high thermal stability and high oxidation resistance / J. Musil, P. Zeman // Solid State Phenomena. - 2007. - Vol. 127. - p. 31 - 36.

69. Zeman H. Physical and mechanical properties pf sputtered Ti-Si-N films with a high (>40 at.%) content of Si / H. Zeman, J. Musil, P. Zeman // J. Vac. Sci. Technol. - 2004. - Vol. F22(3). - p. 646 - 649.

70. Zhaohui L. Heat protective properties of NiCrAlY/Al2O3 gradient ceramic coating fabricated by plasma spraying and slurry spraying / L. Zhaohui, Y. Hongbo, J. Yifan, S. Xin // Surface and Coatings Technology. - 2017. - p. 327.

71. Fencheng L. Microstructure and high temperature oxidation resistance of Ti-Ni gradient coating on TA2 titanium alloy fabricated by laser cladding / L. Fencheng, M. Yuqing, L. Xin, Z. Baosheng, Q. Tao // Optics and laser technology. -2016. - p. 83.

72. Teles V.C. Abrasive wear of multilayered/gradient CrAlSiN PVD coatings: Effect of interface roughness and of superficial flaws / V.C. Teles, J. D. Mello, W.M. da Silva // Wear. - 2017. - p. 376-377.

73. Antonov M. Assessment of gradient and nanogradient PVD coatings behavior under erosive, abrasive and impact wear conditions / M. Antonov, I. Hussainova, F., P. Kulu, A. Gregor // Wear. - 2009. - p. 267.

74. Fuentes G.G. Gradient CrCN cathodic arc PVD coatings. / G.G. Fuentes, M.J. Diaz de Cerio, J.A. Garcia, R.J. Rodriquez, M. Rico, F. Montala, Q. Yi // Thin Solid Films. - 2009. - p. 517.

75. Калинин Ю.Е. Гранулированные композиты металл-диэлектрик с аморфной структурой / Ю.Е. Калинин, А.Т. Пономаренко, A^. Ситников, O3. Стогней // Физика и химия обработки металлов. - 2001. - № 5. - p. 14 - 20

76. Гриднев С.А. Нелинейные явления в нано- и микрогетерогенных системах / С.А. Гриднев, Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, О.В. Стогней. - Лаборатория знаний М.: БИНОМ. - 2012. - c. 352.

77. Dmitrii V.S. Hot target magnetron sputtering for ferromagnetic films deposition / V.S. Dmitrii, A.B. Galina, A.G. Vladislav, P.K. Valery, S.S. Maxim, V.E. Evgenii // Surface & Coatings Technology. - 2017. - p. 61 - 70.

78. Rogov A.V. Factors determining the efficiency of magnetron sputtering. Optimization criteria / A.V. Rogov, Yu.V. Kapustin, Yu.V. Martynenko // Tech. Phys. -2015. - № 85. - p. 126 - 134.

79. Князев А.В. Сулейманов Е.В. Основы рентгенофазового анализа Учебно-методическое пособие / А.В. Князев, Е.В. Сулейманов. - Н. Новгород. - 2005. -23 с.

80. Рентгенография. Спецпрактикум. - Под ред. А.А. Кацнельсона. М.: Изд. МГУ. - 1986. - 240 с.

81. Малви Т. Количественный электронно-зондовый микроанализ / Т. Малви, В. Д. Скотт, С. Б. Рид //. - Москва. - Мир. - 1986. - 351 с.

82. Физические основы рентгеноспектрального микроанализа. - ЦКП Ма-териаловеденье и диагностика в передовых технологиях» при ФТИ им. А.Ф. Иоффе. - Санкт-Петербург. - 2010. - 27 с.

83. Основы растровой электронной микроскопии. - ЦКП Материаловеде-нье и диагностика в передовых технологиях при ФТИ им. А. Ф. Иоффе. - Санкт-Петербург. - 2013. - 24 с.

84. ГОСТ Р ИСО 4545-1-2015 Материалы металлические. Определение

твердости по Кнупу. Часть 1. Метод испытания. М.: Стандартинформ. - 2015.

128

85. Головин Ю.И. Наноиндентирование и механические свойства твердых тел в субмикрообъемах, тонких приповерхностных слоях и пленках (обзор) / Ю.И. Головин // Физика твердого тела. - 2008. - Т. 50. - №. 12. - с. 2113 - 2142.

86. Fischer-Cripps A.C. Nanoindentation / A.C. Fischer-Cripps // Springer. -N.Y. - 2002. - p. 198.

87. ГОСТ Р 52641-2006 Стандартный метод испытаний для проверки на сдвиг керамических и металлических покрытий. М.: Стандартинформ. - 2015.

88. Jenkins R.J. Flash Method of Determining Thermal Diffusivity, Heat Capacity, and Thermal Conductivity / R.J. Jenkins, C.P. Butler, G.L. Abbott // J. Appl. Phys. -1961. - № 32. - p. 1679 - 1684.

89. Тамарин Ю. А. Свойства теплозащитных покрытий наносимых электроннолучевой технологией / Ю. А. Тамарин, Е. Б. Качанов // Новые технологические процессы и надежность ГТД. - ЦИАМ. - 2008. - № 7. - с. 125 - 144.

90. Thornton J.A. The microstructure of sputter-deposited coftings / J.A. Thornton // J. Vac. Sci. Techno. - 1986. - Vol. 6. - № 4. - p. 3059 - 3065.

91. Thornton J.A. and Hoffman D. W. Stress-related effects in thin films / J.A. Thornton, D.W. Hoffman // Thin Solid Films. - 1989. - № 171. - p. 5 - 31.

92. Patterson A. The Scherrer Formula for X-Ray Particle Size Determination / A. Patterson // Phys. Rev. - 1939. - Vol 56. - № 10. - p. 978 - 982.

93. Филатов М. С. Структура и термомеханические свойства тонких пленок ZrO2, полученных ионно-лучевым и ВЧ-магнетронным напылением / М. С. Филатов, М. А. Каширин, О. В. Стогней // 5-я международная конференция по наноматериалам «НАНО-2014»: тез. докл. - Суздаль, 2014. - с. 357 - 358.

94. Филатов М. С. Влияние материала подложки на структуру и морфологию покрытий из стабилизированного диоксида циркония / М. С. Филатов, С. Г. Валюхов, О. В. Стогней // 6-я международная конференция по наноматериалам «НАНО-2016»: тез. докл. - М., 2016. - с. 258 - 260.

95. Филатов М. С. Влияние материала подложки на морфологию и микротвердость стабилизированных покрытий ZrO2-7Y2O3 полученных с помощью маг-нетронного ВЧ распыления / М. С. Филатов, К. С. Яковлева, О. В. Стогней // 58-я

129

отчетная научно-техническая конференция профессорско преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов: тез. докл. - Воронеж, 2018. - с. 14.

96. Filatov M.S. Structure, Thermal Stability, and Microhardness of ZrO2 Coatings Produced by Different Techniques / S.G. Valyukhov, O.V. Stognei, M.S. Filatov, M. A. Kashirin // Inorganic Materials. - 2016. - Vol. 52. - №. 4. - p. 412 - 418.

97. Филатов М. С. Влияние условий магнетронного напыления на структуру жаростойких наноструктурированных покрытий из диоксида цирокния ZrO2 / С.Г. Валюхов, О.В. Стогней // Известия высших учебных заведений. Машиностроение. - 2015. - № 11 - с. 97 - 105.

98. Филатов М. С. Влияние размерного эффекта и содержания моноклинной фазы на микротвердость пленок ZrO2 / М. С. Филатов, О. В. Стогней // 55-я отчетная научно-техническая конференция профессорско преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов: тез. докл. - Воронеж, 2015. - с. 17.

99. Филатов М. С. Влияние давления Ar на фазовый состав стабилизированных покрытий ZrO2, полученных магнетронным ВЧ распылением керамической мишени / М. С. Филатов, О. В. Стогней // 56-я отчетная научно-техническая конференция профессорско преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов: тез. докл. - Воронеж, 2016. - с. 11.

100. Филатов М. С. Получение стабилизированного диоксида циркония методом высокочастотного магнетронного распыления металлической мишени / М. С. Филатов, С. Г. Валюхов, О. В. Стогней // Поверхность, рентгеновские, син-хротронные и нейтронные исследования. - 2018. - №12. - с. 22 - 28.

101. Филатов М. С. Механические свойства и термическая стабильность наноструктурированных покрытий Zr(Y)O2, полученных с помощью реактивного ВЧ-магнетронного напыления / М. С. Филатов, С. А. Победа, О. В. Стогней // Школа ПИЯФ по физике конденсированного состояния: тез. докл. - Санкт-Петербург, 2016. - с. 146.

102. Филатов М. С. Влияние высокотемпературных отжигов на структуру и микротвердость стабилизированных пленок ZrO2 / М. С. Филатов, О. В. Стогней

// Актуальные проблемы физики твердого тела: тез. докл. Междунар. науч. конф. -Минск, 2016. - с. 238 - 240.

103. Evans A.G. Martensitic transformations in zirconia-particle size effects and toughening / A.G. Evans, N. Burlingame, M. Drory, W.M. Kriven //Acta Metallurgica. -1981. - Vol 29. - № 2. - p. 447 - 456.

104. Filatov M. S. Structure and mechanical properties of nanocomposite Ni-ZrO2 films / M.S. Filatov, O.V. Stognei, M.S. Antonova // Journal of Physics: Conf. Series. - 2017. - № 872. - p. 1 - 4.

105. Филатов М. С. Получение наноструктурированных композитов Ni-ZrO2 методом ионно-лучевого распыления составной мишени / М. С. Филатов, О. В. Стогней // 56-я отчетная научно-техническая конференция профессорско преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов: тез. докл. - Воронеж, 2016. - с. 10.

106. Филатов М. С. Структура композитов Ni-ZrO2, полученных с помощью ионно-лучевого напыления/ М. С. Филатов, О. В. Стогней // «Физика, Техника, Инновации»: тез. докл. 4-я междунар. молодежная науч. конф. - Екатеринбург, 2017, с. 169.

107. Диаграммы состояния двойных металлических систем. - Под ред. Н. П. Лякишева. - М.: Машиностроение. - 1996. - Т.1. - 992 с.

108. Уманский Я.С. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия / Я.С. Уманский, Ю.А. Скаков, А.Н. Иванов, Л.Н. Расторгуев. - М.: Металлургия. - 1982. - 632 с.

109. Филатов М. С. Зависимость микротвердости тонких пленок Ni-ZrO2, от режимов ионно-лучевого напыления / М. С. Филатов, М. А. Каширин, О. В. Стогней // 54-я отчетная научно-техническая конференция профессорско преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов: тез. докл. - Воронеж, 2014. - с. 19.

110. Филатов М. С. Влияние условий напыления на микротвердость жаростойких нанокомпозитных покрытий Ni-ZrO2 / М. С. Филатов, М. А. Каширин, О.

В. Стогней // 22-е Всероссийское совещание по неорганическим и органическим покрытиям: тез. докл. - СПб, 2014. - с. 136-137.

111. Cao Y.Z. Fracture mechanism of an Al/AlN/CrAlN gradient coating on nitrogen implanted magnesium alloy / Y.Z. Cao, Z.W. Xie, X.H. An, Y.B. Wang, Q. Chen, Y.D. Yan, F.L. Yu, X.Z. Liao // Surface & Coatings Technology. - 2016. - Vol. 303. - p. 126-130.

112. Leyland A. On the significance of the H/E ratio in wear control: a nano-composite coating approach to optimized tribological behavior / A. Leyland, A. Matthews // Wear. - 2000. - Vol. 246. - p. 1 - 11.

113. Филатов М. С. Влияние отжигов на структуру нанокомпозитов Ni-Zr(Y)O2полученных методом реактивного ВЧ-магнетронного напыления / М. С. Филатов, О. В. Стогней // Вестник Воронежского государственного технического университета. - 2018. - № 2. -Т. 14. - c. 147 - 153.

114. Филатов М. С. Термомеханические свойства наноструктурированных композитов Nix(ZrO2)100-x полученных с помощью магнетронного ВЧ реактивного напыления / М. С. Филатов, К. С. Яковлева, О. В. Стогней // Вакуумная техника и технологии: тез. докл. Всерос. конф. с междунар. участием. - СПб, 2017. - с. 58.

115. Филатов М. С. Определение элементного состава градиентных покрытий Ni-ZrO2, методом обратного резерфордовского рассеивания (RBS) / М. С. Филатов, О. В. Стогней // 57-я отчетная научно-техническая конференция профес-сорско преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов: тез. докл. - Воронеж, 2017. - с. 34.

116. Филатов М. С. Рентгеноструктурный анализ градиентных пленок Ni-ZrO2 полученных с помощью магнетронного ВЧ напыления в реактивной среде (Ar+O2) / М. С. Филатов, О. В. Стогней // Перспективные методы создания новых функциональных материалов: тез. докл. открытый регион. Семинар. - Воронеж, 2017. - с. 19.

117. Филатов М. С. Структура градиентных пленок Ni-ZrO2 полученных с помощью магнетронного ВЧ напыления в реактивной среде (Ar+O2) / М. С. Филатов, О. В. Стогней // «Физика, Техника, Инновации»: тез. докл. 5-я междунар. молодежная науч. конф. - Екатеринбург, 2018. - с. 199.

118. Филатов М. С. Структура и морфология градиентных покрытий на основе Ni и стабилизированного ZrO2 / М. С. Филатов, О. В. Стогней, С. В. Родиви-лов // Актуальные проблемы физики твердого тела: тез. докл. Междунар. науч. конф. - Минск, 2018. - с. 105-107.

119. Филатов М. С. Морфология и механические свойства градиентных пленок Ni-ZrO2, полученных с помощью различных режимов реактивного магне-тронного ВЧ напыления / М. С. Филатов, К. С. Яковлева, О. В. Стогней // Открытый региональный семинар «Перспективные методы создания новых функциональных материалов»: тез. докл. - Воронеж, 2017. - с. 21.

120. Flores Renteriaa A. Effect of morphology on thermal conductivity of EB-PVD PYSZ TBCs / A. Flores Renteriaa, B. Saruhana, U. Schulza, H. J. Raetzer-Scheibea, J. Haugb, A. Wiedenmann // Surface and Coatings Technology. - 2006. - p. 2611-2620.

121. М. С. Филатов Теплопроводность наногранулированных композитов NiO-ZrO2 / М.С. Филатов, Х. Адили, О.В. Стогней // 58-я Отчетная научно-техническая конференция: Секции «Физика твердого тела», «Физика и техника низких температур»: тез. докл. - Воронеж. - 2019. - с. 37.

122. Влияние нанокомпозитной структуры на адгезионную прочность покрытий на основе диоксида циркония М.С. Филатов, К.С. Яковлева, О.В. Стогней // 58-я Отчетная научно-техническая конференция: Секции «Физика твердого тела», «Физика и техника низких температур»: тез. докл. -Воронеж, 4 апреля, 2019. - с. 21.

123. М. С. Филатов Исследование адгезии нанокомпозитного покрытия NiO-ZrO2 к никелевой поверхности / Филатов М. С., Стогней О. В., Копытин М. Н. // Химия, физика и механика материалов, ВГТУ. - 2019. - Т 2. - № 21. - с. 75 -84.

124. Cao Y. Z. Fracture mechanism of an Al/AlN/CrAlN gradient coating on nitrogen implanted magnesium alloy / Y. Z. Cao, Z. W. Xie, X. H. An, Y. B. Wang, Q. Chen, Y. D. Yan, F. L. Yu, X. Z. Liao // Surface and Coatings Technology. - 2016. - p. 126 - 130.