ИЗВЕСТИЯ РАН. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2011, том 75, № 12, с. 1789-1792
УДК 669.24:539.25
ВЛИЯНИЕ ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИИ НА ТОНКУЮ СТРУКТУРУ ПОКРЫТИЯ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Ni—Al, СФОРМИРОВАННОГО МЕТОДОМ МАГНЕТРОННОГО НАПЫЛЕНИЯ
© 2011 г. М. В. Федорищева1, В. П. Сергеев1, А. Р. Сунгатулин1, М. П. Калашников1, О. В. Сергеев1, Н. А. Попова2, Е. Л. Никоненко2, Э. В. Козлов2
E-mail: kozlov@tsuab.ru
Фазовый состав, тонкая структура интерметаллических покрытий исследованы методами электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа. Показано, что интерметаллид Ni3Al — это основная фаза покрытия для всех исследованных образцов. Ионная имплантация покрытия ионами алюминия и бора приводит к изменению параметра решетки, параметра дальнего атомного порядка, изменению внутренних упругих напряжений, размеров зерен и типа дислокационной структуры.
ВВЕДЕНИЕ
Жаропрочные металлические материалы, которые используются в современном оборудовании и технологиях при максимальных температурных условиях, основаны на никелевых сплавах. Наиболее интенсивное развитие жаростойких алюми-нидных покрытий началось с созданием газотурбинной реактивной авиации. На первых этапах развития газотурбинных двигателей, когда вопросы обеспечения ресурса были не столь актуальны, удавалось обеспечить необходимое сочетание жаропрочности и жаростойкости путем создания новых сплавов для лопаток турбин. В последующие годы применение защитных покрытий на рабочих лопатках как основное средство обеспечения необходимого ресурса лопаток турбины газотурбинных двигателей стало необходимостью [1—3]. Наиболее перспективные покрытия для этих целей — это покрытия на основе системы Ni—Al, имеющие нанокристаллическую структуру [4].
Интерметаллические соединения Ni3Al и NiAl обладают уникальными свойствами и являются объектами многочисленных исследований [5, 6]. Они обладают высокой жаростойкостью, износостойкостью, сопротивлением окислению и представляются наиболее перспективными для получения покрытий методом магнетронного напыления [7, 8].
Эффективным методом изменения элементного и структурного фазового состояний приповерхностных слоев является обработка материалов пучками высокоэнергетических ионов [9]. В последнее время используется метод магнетронного напыления с последующей ионной имплантацией.
1 Учреждение Российской академии наук, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск.
2 Томский государственный архитектурно-строительный университет.
В работе изучено влияние ионной имплантации ионов алюминия и бора на фазовый состав, тонкую структуру магнетронного покрытия на основе системы Ni—Al.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Покрытие наносили методом магнетронного напыления на установке типа "КВАНТ". Ионную имплантацию покрытия проводили на импланто-ре "ДИАНА-2". В качестве мишени использовали полученный методом порошковой металлургии интерметаллид Ni3Al стехиометрического состава. Покрытия наносили на образцы стали ШХ-15, полированные механически до зеркального блеска.
Рентгеноструктурные исследование (РСА) образцов выполняли с помощью дифрактометра ДРОН-7 с автоматическим сканированием рентгеновского пучка в интервале углов ~20°-165° в Со^а-излучении. Использование основных дифракционных максимумов с применением известных методик позволило рассчитать параметры решетки, параметры дальнего атомного порядка и внутренние микронапряжения II рода [10]. Электронно-микроскопические (ПЭМ) исследования проводили на приборе ЭМ-125. Количественные характеристики интерметаллидного покрытия (плотность дислокаций, амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки, микронапряжения) определены по методикам, подробно описанным в [11].
Для исследований были приготовлены две партии образцов: 1) магнетронное напыление при нагретой до температуры 600 К с помощью разогретой спирали подложки (образцы I типа) и 2) магнетронное напыление при нагретой до температуры 600 К подложки с последующей ионной имплантацией ионов Al и B (образцы II типа).
1789
1790
ФЕДОРИЩЕВА и др.
Таблица 1. Структурные характеристики интерметаллидного покрытия на основе системы Ni—Al, полученные методом РСА
Тип образцов Фазовый состав а, Ä, Ni3Al Параметр порядка, n ОКР, нм a, МПа
I Ni3Al, NiAl 3.5789 ± 0.0005 0.76 ± 0.05 100 ± 10 400 ± 20
II Ni3Al, NiAl, AlB12 3.5775 ± 0.0005 0.77 ± 0.05 70 ± 7 400 ± 20
Таблица 2. Количественные характеристики интерметаллидного покрытия на основе системы Ni—Al, полученные методом ПЭМ
Образец Фазовый состав Микронапряжения, МПа Средний размер частиц D, нм, средняя объемная доля 8, % Средняя плотность дислокаций р, 1/см2, микронапряжения а, МПа
I Ni3Al (L12) D = 150 8 = 98% ДЗ р = 4.2 x 1010 a = 410
<p> = 4.15 x1010 a = 407 ФЗ р = 4.5 x 1010 a = 424
NiAl (B2) D = 55 8 = 2%
II Ni3Al (L12) D = 210 8 = 96% ДЗ р =3.8 x 1010 a = 390
<p> = 3.35 x 1010 a = 366 МПа ФЗ р =2.5 x 1010 a = 316
NiAl (B2) D = 75 8 = 2%
Y-AlBx2 L x d = 160 x 30 8 = 2%
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ
Методом рентгеноструктурного анализа установлено, что в составе покрытия первого типа находится упорядоченный интерметаллид №3А1 со сверхструктурой Ы2 с параметром решетки 3.578 А и фаза М1А1 с $2-струкгурой. В покрытии второго типа после ионной имплантации дополнительно обнаружена фаза А1В12. Параметры решетки этих фаз приведены в табл. 1. В целом во всех покрытиях параметр решетки фазы №3А1 несколько завышен по сравнению с известными данными из литературы: 3.57 А [12]. По всей видимости, это обусловлено наличием примесей внедрения, которые присутствуют в покрытии, что подтверждается данными микроанализа. Как правило, в них содержится 2—3% углерода. В исследованных образцах образовался интерметаллид №3А1, имеющий упорядоченную структуру. Об этом свидетельствует наличие сверхструктурных рефлексов рентгенограмме. По соотношению основных и сверхструктурных рефлексов определили параметр дальнего атомного порядка в этих образцах. Эти данные также приведены в табл. 1. Необходимо отметить, что параметр дальнего атомного порядка ниже единицы. Это характерно для интерметаллидных покрытий, полученных методами магнетронного напыления [13].
Данные рентгеноструктурного анализа подтверждают исследования, проведенные методом просвечивающей электронной микроскопии. На рисунке приведены электронно-микроскопические изображения для покрытий первого и второго
типов. Видно, что в покрытии первого типа присутствуют две фазы: основная Ni3Al, содержание которой в покрытии составляет 98%, и фаза NiAl, содержание которой около 2%. Частицы фазы Ni3Al представляют собой достаточно крупные частицы (150 нм). В стыках зерен и по границам располагаются зерна округлой формы и представляют собой фазу NiAl. Средний размер зерен этой фазы для покрытия первого типа 50 нм. Данные по количественному фазовому составу приведены в табл. 2.
В покрытиях второго типа, имплантированных ионами алюминия и бора, средний размер зерен несколько выше и составляет 210 нм для зерен Ni3Al и 75 нм для NiAl. Пластинчатые выделения фазы AlB12 располагаются по границам зерен Ni3Al. Установлено, что фаза Ni3Al представлена тремя типами зерен: бездислокационные (БДЗ), дислокационные (ДЗ), фрагментированные (ФЗ), которые различаются по размерам (рисунок а, б). Впервые такая закономерность была обнаружена 15 лет назад в работах профессора Н.А. Коневой на чистых металлах для микрокристаллов Cu, Ni и CuAlO [14]. Для нанокристаллических упорядоченных сплавов такая закономерность была обнаружена впервые.
Была измерена скалярная плотность дислокаций в зернах Ni3Al как в среднем по материалу (р), так и в зернах различного типа. Полученные данные также представлены в табл. 2. Как видно из таблицы, в образце I скалярная плотность дислокаций в зернах с дислокационной и фрагментиро-
ВЛИЯНИЕ ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИИ НА ТОНКУЮ СТРУКТУРУ ПОКРЫТИЯ
1791
ванной субструктурой практически одинакова. Имплантация ионов алюминии и бора (образец II) привела к уменьшению величины скалярной плотности дислокаций как в целом по материалу, так и внутри зерен различного типа. При этом необходимо отметить, что самой высокой плотностью дислокаций обладают дислокационные зерна. Это говорит о том, что во время имплантации происходил частичный отжиг материала.
Известно, что накопление в материале высокой скалярной плотности дислокаций, организованных в субструктуру (хаотическую, сетчатую, ячеистую, фрагментированную), дает вклад в поле напряжений. Незаряженный дислокационный ансамбль (т.е. ансамбль без избыточных дислокаций) дает напряжение сдвига, т.е. полей напряжений, создаваемых дислокационной структурой. Величина напряжения сдвига определяется согласно формуле
К«'»*? Г 0,
а = аОЬ^[р,
(1)
где а меняется в пределах 0.05—1.0 в зависимости от типа дислокационного ансамбля (для заряженного дислокационного ансамбля значение коэффициента а = 0.625); О—модуль сдвига, Ь — вектор Бюргерса; р — скалярная плотность дислокаций. По величине р были измерены внутренние поля напряжений (а) в зернах различного типа и в среднем по материалу. Полученные данные представлены в табл. 2. Видно, что в образце I величина а в зернах с фрагментированной субструктурой несколько выше по сравнению с дислокационными зернами. В целом по материалу а ~ 400 МПа, что хорошо согласуется с данными, полученными методом РСА.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
1. Методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии установлено, что покрытия первого типа представляют собой интерметаллид №3А1 в частично упорядоченном состоянии с параметром порядка, равным 0.63. В покрытии кроме основной фазы присутствует фаза М1А1 в небольшом количестве. Покрытия второго типа имеют в своем составе кроме фаз №3А1 и №А1 небольшое количество фазы А1В12.
2. В структуре нанокристаллических покрытий выявлены три типа зерен: бездислокационные, дислокационные, фрагментированные, которые различаются по размерам.
3. Внутренние упругие напряжения, определенные методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии, близки.
^■Рк* У 7
X • X • •
2-0- - 111_____ ИТ2
х \ 1-- х 1 110 002 1-32 - 1 •
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.