Адгезионная прочность Ni-Cu-поверхностного сплава, сформированного с помощью низкоэнергетического сильноточного электронного пучка | Изв. вузов. Физика. 2020. № 10. DOI: 10.17223/00213411/63/10/151

Адгезионная прочность Ni-Cu-поверхностного сплава, сформированного с помощью низкоэнергетического сильноточного электронного пучка

Проведены измерения адгезионной прочности Ni-Cu-поверхностного сплава на Cu-подложке для разной толщины переходного слоя покрытия. Поверхностный сплав формировался с помощью низкоэнергетического сильноточного электронного пучка микросекундной длительности, при этом толщина переходного слоя покрытия регулировалась толщиной напыляемой Ni-пленки. Многократные итерации напыление - облучение производились в едином вакуумном цикле. Исследование поперечных шлифов показало, что граница раздела покрытие - подложка (Ni-Cu-поверхностный сплав - Cu-подложка) имеет достаточно развитый криволинейный профиль. Установлено, что толщина переходного слоя покрытия уменьшается с увеличением толщины напыляемой пленки. Исследование адгезионной прочности методом скретч-теста показало, что Ni-Cu-поверхностный сплав обладает лучшими характеристиками по сравнению с магнетронным покрытием. Максимальная адгезионная прочность была получена для Ni-Cu-поверхностного сплава, сформированного осаждением Ni-пленки толщиной 0.125 мкм. Для этого случая трещинообразование и локализованное отслоение покрытия происходило при критических нагрузках 15 и 17 Н соответственно, в то время как полного разрушения покрытия не наблюдалось.

Adhesion strenghtof Ni-Cu surface alloy formed by a low-energy hight-current electron beam.pdf Введение Адгезионная прочность характеризует эффективность сцепления покрытия с подложкой и поэтому является одной из важнейших характеристик. С тех пор как нанесение функциональных покрытий стало широко использоваться в промышленности, улучшение адгезии покрытий к подложкам представляет интересную и важную научно-техническую задачу. Высокий уровень адгезии необходим вне зависимости от функционального назначения покрытия: светоотражающего, декоративного, биосовместимого или коррозионностойкого. На адгезию оказывают влияния как структурные (материальные) особенности (состояние и шероховатость поверхности подложки, коэффициенты теплового расширения подложки и покрытия и др.), так и особенности, связанные с процессом нанесения покрытий (внутренние напряжения, толщина, температура, наличие примесей и структурных дефектов в покрытии и др.) [1]. Негативное влияние многих факторов можно исключить или минимизировать различными способами, так, например, для уменьшения внутренних напряжений в покрытиях используют нанесение дополнительных адгезионных прослоек (металлические/градиентные/нитридные слои) [2, 3]; для подготовки поверхности перед нанесением применяют различные методы плазменной, механической или химической очистки [4-8] и т.д. Кардинальным способом повышения адгезии покрытия к подложке является метод формирования поверхностных сплавов с помощью низкоэнергетического сильноточного электронного пучка (НСЭП) [9, 10]. Поверхностный сплав формируется путем чередующихся операций напыления пленки материала и ее последующего жидкофазного перемешивания с подложкой. Такой способ нанесения покрытия приводит к размытию границы раздела и образованию между покрытием и подложкой переходного слоя. В зависимости от режимов формирования поверхностных сплавов переходный слой может иметь толщину до нескольких микрометров. Однако в научной литературе практически отсутствует информация о влиянии толщины переходного слоя на адгезионные характеристики покрытий. Цель данной работы - исследование влияния толщины переходного слоя на адгезионные характеристики поверхностного сплава, формируемого путем напыления пленок и их последующего перемешивания НСЭП. Исследования проводили для Cu-Ni-поверхностного сплава. Это сочетание материалов является хорошей модельной системой, поскольку медь и никель образуют непрерывный ряд твердых растворов, что важно с точки зрения формирования переходного слоя. Методики исследования Ni-Cu-поверхностный сплав формировался с помощью электронно-пучковой машины «РИТМ-СП» (Институт сильноточной электроники СО РАН) [9, 11] путем чередования операций напыления пленки никеля на подложку и последующей НСЭП-обработки полученной системы пленка - подложка в едином вакуумном цикле. Подложки размером 15×15×2 мм изготавливали из бескислородной меди марки М00б (99.997 вес. %). Пленки напылялись путем магнетронного распыления мишени из никеля (чистотой 99.95 вес. %), скорость напыления составляла (10±2) мкм/ч. Виды исследуемых образцов и режимы формирования Ni-Cu-поверхностного сплава представлены в таблице. Изменение толщины переходного слоя было реализовано путем вариации толщины напыляемых пленок при общей неизменной толщине напыленного слоя. Пленки условно разделялись на «тонкие» - 0.125 и 0.250 мкм и «толстые» - 0.5 и 1 мкм. Общая толщина нанесенного слоя Ni во всех случаях составляла ≈ 5 мкм. Cu-Ni-поверхностный сплав формировался при энергии электронов 25 кэВ. Перед осаждением Ni-пленок Cu-подложка облучалась НСЭП (30 имп. при энергии электронов 25 кэВ), назначение этой операции - очистка и гомогенизация поверхности подложек. Оптимальное значение энергии электронов НСЭП для очистки подложек и формирования поверхностного сплава определялось экспериментально. Для сравнительного анализа исследуемых свойств поверхностного сплава также был подготовлен образец-свидетель - никелевое покрытие толщиной 5 мкм, нанесенное на медную подложку магнетронным методом без облучения НСЭП (таблица, режим 1). Режимы формирования Ni-Cu-поверхностного сплава Режим Ускоряющее напряжение, кВ Плотность энергии НСЭП, Дж/см2 Количество импульсов облучения НСЭП Толщина пленки Ni, напыляемая за один цикл, мкм Количество циклов Общая толщина напыленного слоя, мкм 1 - - - 5 - 5 2 25 5 4 1 5 5 3 25 5 4 0.5 10 5 4 25 5 4 0.25 20 5 5 25 5 4 0.125 40 5 Исследование морфологии и топографии поверхностных слоев образцов осуществлялось с использованием методов растровой электронной микроскопии (РЭМ) и оптической профилометрии соответственно. Элементный анализ поверхности образцов и распределение элементов по глубине на поперечных шлифах проводился методом энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДС). Сравнительное испытание адгезионной прочности осуществлялось методом скретч-теста (scratch-test). На каждое покрытие, сформированное в соответствующем режиме, наносилось по три контролируемых царапины с линейно увеличивающейся нагрузкой от 0 до 30 Н. Длина царапин составляла 10 мм. Адгезионную прочность оценивали посредством определения критических нагрузок с использованием оптического микроскопа следующим образом: первая критическая нагрузка Lc1 - нагрузка, при которой в покрытии начинается трещинообразование; вторая критическая нагрузка Lc2 - нагрузка, при которой в покрытии появляется первое локальное отслоение покрытия; третья критическая нагрузка Lc3 - нагрузка, при которой происходит полное разрушение или отслоение пленки, при этом подложка полностью обнажается внутри царапины. При этом адгезионной прочностью считалась третья критическая нагрузка Lc3, а если последняя не достигалась, то делался вывод о том, что адгезионная прочность выше второй критической нагрузки Lc2. Экспериментальные результаты и их обсуждение Исследование морфологии и элементного состава поверхности образцов показало, что образцы имеют сходную морфологию поверхности, а основные отличия заключаются в различном элементном составе. Согласно ЭДС-анализу, концентрация Ni в поверхностном слое образца-свидетеля составляла 100 ат. %. Для образца с Ni-Cu-поверхностным сплавом, сформированным в режиме 2, было получено, что концентрация Ni в поверхностном слое составляет 89.4 ат. %. С уменьшением толщины напыляемой пленки и соответственно увеличением числа циклов образования поверхностного сплава концентрация никеля в поверхностном сплаве уменьшается. Для образцов с Ni-Cu-поверхностным сплавом, сформированным в режимах 3, 4 и 5, содержание Ni в поверхностном слое составило 85.5, 83.3 и 78.1 ат. % соответственно. Уменьшение содержания никеля в поверхностном слое указывает на лучшее жидкофазное перемешивание более тонких Ni-пленок с Cu-подложкой и его более интенсивную диффузию. Сравнительное исследование переходного слоя проводилось на поперечных шлифах. На рис. 1 представлены РЭМ-изображения поперечных шлифов образца-свидетеля и образцов с Ni-Cu-поверхностным сплавом, сформированным в различных режимах. Как видно из рис. 1, а, толщина Ni-покрытия составляет (4.5±0.5) мкм, а граница раздела представляет собой линию, которая повторяет профиль поверхности подложки. Сформированный Ni-Cu-поверхностный сплав имеет очень развитый криволинейный профиль границы раздела. Средняя толщина поверхностного сплава, сформированного в режимах 2 и 3, составила (8±2.4) мкм, при этом размеры неровностей, находящихся на границе раздела, - 2-4 мкм (рис. 1, б и в). Для режимов 4 и 5 средняя толщина Ni-Cu-поверхностного сплава составила (6.5±1.7) мкм, а размеры неровностей - 1-2 мкм (рис. 1, г и д). Рис. 1. РЭМ-изображения поперечного шлифа образца-свидетеля (a) и образцов с Ni-Cu-поверхностным сплавом, сформированным в режимах 2 (б), 3 (в), 4 (г) и 5 (д) Распределения Ni и Cu по глубине покрытия, полученные с помощью ЭДС-анализа на поперечных шлифах, для образца-свидетеля и образцов с Ni-Cu-поверхностным сплавом, сформированным в различных режимах, представлены на рис. 2. Все полученные кривые имеют схожий вид: область постоянного состава (1), где концентрация элементов меняется слабо; переходная область (2), где концентрация Ni падает, а Cu растет, и область 100 %-го содержания Cu (3), т.е. подложка. Как видно из рис. 2, а, для случая магнетронного напыления область постоянного состава и переходная область имеют толщины ≈ 3.5 и ≈ 1.5 мкм соответственно. Из литературы известно, что переходная область при магнетронном методе напыления достаточно резкая и имеет толщину 1-10 нм [12-14], т.е. на два порядка меньше, чем получилось в нашей работе. Расхождение связано с тем, что анализируемая с помощью ЭДС область имеет минимальный размер ~ 1 мкм, поэтому она не в состоянии обеспечить необходимого ~ 1 нм разрешения по глубине. Для Ni-Cu-поверхностного сплава, сформированного в режимах 2 и 3, когда напылялись толстые пленки, область постоянного состава имеет толщину ≈ 4 мкм, а концентрация Ni составляет 87 ат. % (рис. 2, б и в). Толщина переходного слоя в этом случае ≈ 3 мкм. Для поверхностного сплава, сформированного в режимах 4 и 5, когда напылялись тонкие пленки, толщина области постоянного состава ≈ 2.5 мкм с концентрацией Ni 88 и 82 ат.%, соответственно (рис. 2, г и д). Толщина переходного слоя для последних режимов ≈ 4.5 мкм. Рис. 2. Распределение элементов по глубине: образец-свидетель (a) и образцы с Ni-Cu-поверхностным сплавом, сформированным в режимах 2 (б), 3 (в), 4 (г) и 5 (д); (1) - область постоянного состава, (2) - переходная область, (3) - подложка На рис. 3 представлены панорамные изображения царапин и характерных участков, где достигались критические нагрузки Lc1, Lc2 и Lc3. Видно, что образец-свидетель показал самые низкие адгезионные характеристики. Первые трещины в покрытии наблюдались при нагрузке уже ≈ 6 Н (первая критическая нагрузка Lc1). Значение нагрузки, при которой произошло первое локализованное отслоение в покрытии, составило ≈ 9 Н (вторая критическая нагрузка Lc2). Полное отслоение покрытия произошло при нагрузке ≈ 18 Н (третья критическая нагрузка Lc3), при этом внутри царапины подложка полностью обнажилась. Адгезионные характеристики сформированного Ni- Cu-поверхностного сплава близки для различных режимов формирования и заметно выше, чем для магнетронного покрытия. Для поверхностных сплавов, сформированных в режимах 2 и 3, критические нагрузки Lc1, Lc2 оказались одинаковыми и составили ≈ 12 и ≈ 13 Н соответственно. Режим 4 показал немного большие значения критических нагрузок: ≈ 13 и ≈ 14 Н. Наилучшие результаты были получены для образца с поверхностным сплавом, сформированным в режиме 5: первые трещины наблюдались при критической нагрузке Lc1 ≈ 15 Н, а первое локализованное отслоение поверхностного сплава - при Lc2 ≈ 17 Н. Важно отметить, что для всех исследуемых типов поверхностных сплавов критическая нагрузка Lc3 не была достигнута, т.е. полного разрушения поверхностного сплава не происходило. Таким образом, обработка НСЭП приводит к улучшению адгезии покрытий во всех рассмотренных режимах, т.е. для всех исследованных толщин переходных областей. Несомненно, однородность, элементный и фазовый состав, микроструктура получаемых поверхностных сплавов зависят от режима формирования, и здесь открывается простор для поиска оптимального режима, который для каждой конкретной задачи может быть своим. Однако, как показали наши исследования, общим для всех режимов является то, что поверхностный сплав обладает лучшими адгезионными характеристиками, чем нанесенное магнетронным методом покрытие. Важно отметить, что это остается верным при формировании поверхностных сплавов в режиме, очевидно далеком от оптимального, например, напыляя достаточно толстые пленки и обрабатывая их малым количеством импульсов. В случае формирования поверхностного сплава при напылении тонких пленок формируется толстый переходный слой (≈ 4.5 мкм) который приводит к уменьшению градиентов механических свойств и, тем самым, обеспечивается повышение адгезионной прочности. В случае формирования поверхностного сплава при напылении толстых пленок переходный слой получается несколько меньшей толщины (≈ 3 мкм), но, в этом случае мы имеем более развитый, сложный профиль границы раздела с большой площадью соприкосновения. Комбинация этих двух факторов - толщины переходного слоя и площади границы раздела - обеспечивает близкий уровень адгезии сформированных Ni-Cu-поверхностных сплавов в разных режимах. Учитывая тот факт, что повышение адгезии наблюдается не только для рассмотренной системы (Ni-Cu) с неограниченной растворимостью компонентов, но и для системы Fe-Cu, в которой практически не образуются твердые растворы [15], можем предположить, что повышения адгезионных характеристик стоит ожидать для поверхностных сплавов и других различных комбинаций металлов, поскольку формирование переходного слоя и сложной границы раздела связано именно с применением НСЭП, который перемешивает в жидкой фазе материалы пленки и подложки. Рис. 3. Панорамные изображения царапин для различных образцов и изображения характерных участков царапин, в которых были достигнуты критические нагрузки Lc1, Lc2 и Lc3 Заключение Сформирован Ni-Cu-поверхностный сплав и проведены измерения его адгезионной прочности на Cu-подложке для разной толщины переходного слоя покрытия. Различные толщины переходного слоя были получены путем изменения толщины, напыляемой во время формирования сплава, пленки. Установлено, что формирование поверхностного сплава путем напыления и последующего НСЭП-облучения более тонких Ni-пленок приводит к образованию более толстого переходного слоя и, следовательно, лучшей адгезии. Было показано, что Ni-Cu-поверхностный сплав, сформированный в любом из рассмотренных режимов, обладает лучшей адгезией по сравнению с магнетронным покрытием. Наилучшие результаты адгезионной прочности были получены для Ni-Cu-поверхностного сплава, сформированного с осаждением Ni-пленки толщиной 0.125 мкм. В этом случае первые трещины наблюдались при критической нагрузке Lc1 ≈ 15 Н, первое локализованное расслоение в поверхностном сплаве - при Lc2 ≈ 17 Н. Полного разрушения и отслоения поверхностного сплава не происходило.

Ключевые слова

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Яковлев Евгений ВитальевичИнститут сильноточной электроники СО РАНмл. науч. сотр. лаб. вакуумной электроники ИСЭ СО РАНyakov_e@mail.ru
Марков Алексей БорисовичИнститут сильноточной электроники СО РАНк.ф.-м.н., ст. науч. сотр. лаб. вакуумной электроники ИСЭ СО РАНalmar@lve.hcei.tsc.ru
Шепель Дарья АлександровнаИнститут сильноточной электроники СО РАНмл. науч. сотр. лаб. вакуумной электроники ИСЭ СО РАНdashepel@lve.hcei.tsc.ru
Петров Всеволод ИвановичИнститут сильноточной электроники СО РАНмл. науч. сотр. лаб. вакуумной электроники ИСЭ СО РАНseva-ne@mail.ru
Нейман Алексей АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., науч. сотр. лаб. материаловедения покрытий и нанотехнологий ИФПМ СО РАНnasa@ispms.ru
Всего: 5

Ссылки

Neuville S. and Matthews A. // Thin Solid Films. - 2007. - V. 515. - P. 6619-6653.
Gerth J. and Wiklund U. // Wear. - 2008. - V. 264. - P. 885-892.
Weber M., Bewilogua K., Thomsen H., and Wittorf R. // Surf. Coat. Technol. - 2006. - V. 201. - P. 1576-1582.
Silva C., Alves E., Ramos A.R., et al. // Vacuum. - 2009. - V. 83. - P. 1213-1217.
Zhang S. and Xie H. // Surf. Coat. Technol. - 1999. - V. 113. - P. 120-125.
Broitman E. and Hultman L. // J. Phys. Conf. Ser. - 2012. - V. 370. - P. 012009.
Lukauskaitė R., Černašėjus O., Škamat J., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2017. - V. 316. - P. 93-103.
Ostadi A., Hosseini S.H., and Fordoei M.E. // Ceram. Int. - 2020. - V. 46. - No. 2. - P. 2287-2293.
Batrakov A.V., Markov A.B., Ozur G.E., et al. // Eur. Phys. J. Appl. Phys. - 2008. - V. 43. - No. 3. - P. 283-288.
Jiang W., Wang L., and Wang X. // Nucl. Instrum. Methods Phys. Res. B. - 2018. - V. 436. - P. 6367.
Markov A.B., Mikov A.V., Ozur G.E., and Padei A.G. // Instrum. Exp. Tech. - 2011. - V. 54. - P. 862-866.
Musil J. and Vlček J. // Surf. Coat. Technol. - 1999. - V. 112. - No. 1-3. - P. 162-169.
Wang Y., Xing Z., Qi Y., et al. // J. Alloy. Compd. - 2019. - V. 789. - P. 887-893.
Lattemann M., Ehiasarian A.P., Bohlmark J., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2006. - V. 200. -No. 22-23. - P. 6495-6499.
Markov A.B., Yakovlev E.V., and Petrov V.I. // IEEE Trans. Plasma Sci. - 2013. - V. 41. - No. 8. - P. 2177-2182.
 Адгезионная прочность Ni-Cu-поверхностного сплава, сформированного с помощью низкоэнергетического сильноточного электронного пучка | Изв. вузов. Физика. 2020. № 10. DOI: 10.17223/00213411/63/10/151

Адгезионная прочность Ni-Cu-поверхностного сплава, сформированного с помощью низкоэнергетического сильноточного электронного пучка | Изв. вузов. Физика. 2020. № 10. DOI: 10.17223/00213411/63/10/151