наноструктурное покрытие

Формула изобретения

1. Наноструктурное покрытие, харктеризующееся тем, что оно выполнено из нанокомпозиционного металл-керамического материала состава (CO₈₆Nb₁₂Ta₂)_x (SiO_n)_100-x, полученного на ситалловой подложке ионно-лучевым распылением и имеющего структуру, состоящую из гранул металлической фазы со средним диаметром 2-4 нм, изолированных сплошной керамической фазой, при этом концентрация металлической фазы в нанокомпозиционном материале составляет 20-40 ат.%.

2. Покрытие по п.1, отличающееся тем, что концентрация металлической фазы в нанокомпозиционном материале составляет 25 ат.%.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к наноэлектронике и наноэлектромеханике и может быть использовано в различных областях современной наноиндустрии, микроэлектроники, альтернативной энергетике и т.д.

Исследования последних лет показали, что материалы и покрытия с ультрамелкодисперсной структурой и наноструктурными упрочняющими элементами обладают улучшенными физико-химическими и механическими свойствами. Поэтому в последние годы во всем мире проводятся работы по разработке способов получения материалов с наноструктурой.

Как правило, получаемые покрытия представляют собой металлические сплавы и поэтому улучшают свойства защищаемой поверхности лишь по одному из параметров, например твердость или прочность, в то время как по другим параметрам обнаруживают значительно более низкие показатели. Традиционные способы формирования упрочняющих покрытий являются различными вариантами методов наплавки, таких как плазменное, электронно-лучевое, лазерное, аргонодуговое, электродуговое, электрошлаковое и др., и это позволяет при наплавлении покрытий использовать присадочные материалы для повышения прочности за счет создания гетерофазной, а не однофазной, структуры.

Известны различные методы формирования наноструктурных поверхностных слоев и наноструктурных покрытий, например, методом лазерно-плазменной обработки [В.В.Мелюков, А.В.Частиков, А.А.Чирков, А.М.Чирков, А.В.Окатов. Формирование наноструктурных поверхностных слоев методом лазерно-плазменной обработки при атмосферных условиях. Сб.: Сварка и контроль. - 2005. Материалы докладов 24-й научно-технической конференции сварщиков Урала и Сибири 16-18 марта 2005 г., Челябинск, 2005, с.125-131], или методом абразивной обработки [Zhang Shu-lan, Chen Huai-ning, Lin Quanhong, Liu Gang (Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, КНР). Hanjie xuebao=Trans. China Weld. Inst. 2005.26, № 3, c.73-76].

Однако эти методы и покрытия, полученные этими методами, обладают рядом недостатков.

Внешняя поверхность формируемых покрытий характеризуется значительной шероховатостью, что требует последующей дополнительной обработки, уменьшающей толщину покрытия и влияющей на структурное состояние покрытия, что, в свою очередь, снижает его упрочняющие характеристики. Кроме того, размеры зерен в получаемых слоях покрытия составляют сотни и более нанометров, что не является оптимальным для упрочнения получаемого наружного слоя.

Известен способ и материал, получаемый этим способом, получения наплавленного покрытия с применением в качестве присадочного материала смеси порошков исходных компонентов, включающей карбид вольфрама WC [С.Ф.Гнюсов, Д.А.Маков, В.Г.Дураков. Получение износостойких композиционных покрытий с мультимодальным распределением упрочняющей фазы. - Сб.: Сварка и контроль. - Материалы докладов 24-й научно-технической конференции сварщиков Урала и Сибири 16-18 марта 2005 г. - Челябинск, 2005. С.74-82].

Указанный способ реализуется следующим образом.

При аргонодуговой наплавке неплавящимся электродом по прототипу за один проход формировалось покрытие толщиной 3-4 мм. Размер зерна матрицы составлял 8,0-60,0 мкм, а средний размер частиц упрочняющей фазы составлял 3,3 мкм. При этом в полученных покрытиях находившийся в смеси порошков монокарбид вольфрама в результате воздействия сварочной дуги и значительного перегрева ванны в зоне ее действия в процессе наплавки полностью растворялся в жидкой металлической ванне, а при последующем охлаждении упрочняющая фаза выделялась в виде равноосных зерен или в виде дендритов размерами от 4 до 15 мкм.

Недостатком известного способа и материала является то, что при его использовании невозможно получить металл покрытия с ультрамелкодисперсной структурой и упрочняющими частицами в наноразмерном диапазоне, т.к. к началу кристаллизации в жидком металле отсутствует необходимое количество центров кристаллизации для получения металла покрытия с ультрамелкодисперсной структурой и упрочняющими частицами в наноразмерном диапазоне.

Недостатком известного способа и материала является то, что при его использовании невозможно получить металл покрытия с ультрамелкодисперсной структурой и упрочняющими частицами в наноразмерном диапазоне, т.к. к началу кристаллизации в жидком металле отсутствует необходимое количество центров кристаллизации для получения металла покрытия с ультрамелкодисперсной структурой и упрочняющими частицами в наноразмерном диапазоне.

Задачей предложенного технического решения является устранение указанных недостатков и создание наноструктурного покрытия из гранулированного композита «металл-керамика», обеспечивающего повышенную твердость, высокую стабильность параметров с одновременным снижением себестоимости.

Решение указанной задачи достигается за счет того, что в предложенном наноструктурном покрытии согласно изобретению выполнено из нанокомпозиционного металл-керамического материала состава (CO₈₆Nb ₁₂Ta₂)_x(SiO_n)_100-x , полученного на ситалловой подложке ионно-лучевым распылением и имеющего структуру, состоящую из гранул металлической фазы со средним диаметром 2-4 нм, изолированных сплошной керамической фазой, при этом концентрация металлической фазы в нанокомпозиционном материале составляет 20-40 ат.%.

В варианте исполнения концентрация металлической фазы в нанокомпозиционном материале составляет 25 ат.%.

Указанные пределы выбраны исходя из следующих соображений.

Максимальная твердость реализуется в композите, в котором сплошной фазой является оксидная керамика, а металлическая фаза представлена в виде изолированных друг от друга наногранул размером 2-3 нм. При возникновении в нанокомпозите механических напряжений металлические гранулы пластически деформируются, не давая, тем самым, деформироваться и разрушаться керамике, сохраняя при этом ее сплошность, и обеспечивая, таким образом, целостность материала покрытия. Максимум микротвердости обусловлен оптимальным объемным сочетанием двух фаз, одна из которых более пластична, а другая - более хрупкая. Учитывая вышеизложенное, нижнее значение указанного соотношения выбрано исходя из того, что при дальнейшем уменьшении концентрации металла H_v твердость покрытия снижается, поскольку начинает преобладать естественная хрупкость диэлектрика.

Верхнее значение указанного соотношения выбрано исходя того, что при его дальнейшем увеличении происходит падение твердости покрытия, связанное с пластическим деформированием пленки.

Сущность изобретения иллюстрируется чертежом, где на фиг.1 показана концентрационная зависимость микротвердости нанокомпозита (CO₈₆Nb ₁₂Ta₂)_x(SiO_n)_100-x , полученная экспериментальным путем.

Пример конкретного выполнения.

Композиты (CO₈₆Nb₁₂ Ta₂)_x(SiO_n)_100-x получены методом ионно-лучевого распыления составных мишеней.

Совместное осаждение компонентов материала производилось на ситалловые подложки СТ-60, на поверхности которых, в результате процессов самоорганизации, происходило формирование двухфазной структуры. Навески пластин из диэлектрика были распределены на поверхность основы мишени неравномерно, что позволило получить за один цикл напыления образцы в широком диапазоне концентрации металла. Температура подложки не превышала 100 120°С, поэтому диффузионная подвижность адсорбирующих атомов была невысока. Химический состав образцов контролировался рентгеновским электронно-зондовым микроанализом. Морфология изучалась с помощью растровой электронной микроскопии и оптического микроскопа.

Для исследования твердости покрытий из композитов использовались покрытия толщиной 5 6 мкм, нанесенные на ситалловые подложки и содержащие различное количество металлической фазы: 23, 30, 36, 55 и 65 ат.%.

На фиг.1 показана зависимость микротвердости нанокомпозита (CO ₈₆Nb₁₂Ta₂)_x(SiO_n )_100-x от концентрации металлической фазы в нанокомпозите, полученная экспериментальным путем. Из полученных экспериментальных данных следует, что нанокомпозит имеет максимальную твердость при 20-40 ат.%, преимущественно 25 ат.%, т.е. в указанных пределах.

Использование предложенного технического решения позволит создать наноструктурное покрытие из гранулированного композита «металл-керамика», обеспечивающего повышенную твердость, высокую стабильность параметров с одновременным снижением себестоимости.