Ti-Al-N涂层的热稳定性和抗氧化性外文翻译资料

 2022-07-28 14:36:21

英语原文共 7 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

Ti-Al-N涂层的热稳定性和抗氧化性

Li Chen a,b,⁎, Jouml;rg Paulitsch a, Yong Du b, Paul H. Mayrhofer a
a Department of Physical Metallurgy and Materials Testing, Montanuniversitauml;t Leoben, Leoben, 8700, Austria
b State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha Hunan, 410083, China

摘要

Ti1-xAlxN涂层由于其优异的机械和热学性能而广泛用于耐磨应用，这些性能在很大程度上取决于Al含量。在这里，我们主要研究比较Al含量对Ti1-xAlxN涂层的晶体结构，热稳定性和抗氧化性的影响。与早期的研究一致，单独立方（c）和纤锌矿（w）结构化的亚稳Ti 1-x Al x N涂层的热退火诱导可分解成它们的稳定相c-TiN和w-AlN。c-Ti1-xAlxN的分解过程涉及立方晶富Al和Ti富集区域的中间形成，当分别在950和900℃退火时，导致x = 0.52和0.62时硬度增加到34.7和34.4GPa。通常，Al含量接近溶解度极限的涂层表现出较早的分解过程，因此会出现较早的峰值硬度。

在将Ti1-xAlxN涂层暴露于高温环境下的空气中时，形成Al2O3，TiO2和Al2TiO5。沉积的单相Ti1-xAlxN涂层，立方体或纤维锌矿结构的抗氧化性随着Al含量的增加而增加。然而，含有处于亚稳定溶解度极限的Al含量的涂层（其形成混合立方纤锌矿结构）的抗氧化性是所研究的含Al涂层中最差的。单相纤维锌矿结构化涂层w-Ti0.25Al0.75N在850℃环境下在空气中热暴露20小时后显示出最好的抗氧化性，仅具有约0.7mu;m的氧化皮厚度。

关键词

Ti-Al-N；AlTiN；热稳定性；时效硬化；耐氧化性

  1. 介绍

硬涂层越来越多第用于工具，模型，模具以及用于汽车和航空航天工业中耐磨应用的部件，因为这些部件总是暴露于严重的摩擦和热的环境中。具有立方NaCl（c）结构的Ti 1-x Al x N涂层（其中Al代替TiN基结构中的Ti（即Ti 1-x Al x N）是用于这种工业应用的最优选的材料之一，这是由于其具有高硬度和耐磨性，并结合其良好的热稳定性、抗氧化性和时效硬化能力[1-7]。特别是Ti1-xAlxN涂层中的Al含量对它们的机械和热性能以及它们优选的晶体结构起重要作用[1-5]。具有高Al含量的单相立方Ti1-xAlxN涂层显示出优异的机械性能和抗氧化性[1-5]。对于超过最大溶解度的Al含量（x max〜0.7，取决于使用的沉积条件，参见参考文献[8]）在立方相中，会形成混合的立方-NaCl和纤锌矿-ZnS（w）结构。纤维锌矿构造具有较低的硬度，体积，弹性和剪切模量，以及耐磨性[1-5]。

Ti1-xAlxN涂层的热稳定性和抗氧化性是工业应用所需众多重要性能中的关键因素[6-14]。当在高温下暴露于空气中时，Ti1-xAlxN涂层形成双层Al2 O3/TiO2氧化皮，这个反应程度主要取决于Al含量[4]。根据Vaz等人的研究表明[4]，由于TiO2亚层氧化物的生成减少，Al的含量增加，从而得到更好的抗氧化性。然而，在极高的Al含量下，氧化反应很难进行，从中会发生从立方体结构向纤维锌矿结构的转变[4]。亚稳Ti1-xAlxN涂层的热退火处理会导致其稳定相c-TiN和w-AlN的形成。虽然对单相立方结构的Ti 1-x Al x N涂层进行了详细的研究，其基本上表现出导致硬度增加的旋节分解过程，但是对于单相纤锌矿和混合立方纤维锌矿结构涂层我们所掌握的知识少之又少。

因此，为了获得Al含量和晶体结构对Ti1-x AlxN涂层的热稳定性和抗氧化性的影响的对比研究，我们制备单相立方TiN，Ti 0.48 Al 0.52 N和Ti 0.38 Al0.62 N，混合相（立方和纤锌矿）Ti 0.33 Al 0.67 N和单相纤锌矿Ti 0.25 Al0.75 N。并对这些涂层的结构、机械和热学性能进行了详细的研究。在真空（高达1500℃）中进行退火处理以研究结构和硬度的变化，而在空气中（在850℃下20和40小时）进行等温退火处理以研究以Al含量和晶体结构为函数的氧化反应。

  1. 实验详述

各种化学成分的Ti1-xAlxN涂层通过磁力不平衡磁控溅射的粉末冶金制备的Ti，Ti0.5Al0.5和Ti0.33Al0.67靶（直径为152.4mm，纯度为99.9％，PLANSEE SE）混合的Ar N2（纯度均为99.999％）发生辉光放电。Ti1-xAlxN涂层的化学组成通过在Ti0.5Al0.5靶的溅射轨道上添加Ti片（直径5mm，厚度1mm），并且使用 17（Ti和Ti0.5Al0.5靶）或23％（Ti0.5Al0.5和Ti0.33Al0.67靶）的进一步调节。通过改变N2分压并使用Ti0.5Al0.5靶，获得在所得涂层中不同的化学组成。关于Ti1-xAlxN涂层的沉积条件的化学组成的更多细节描述在参考文献1中。[8]。所使用的磁控溅射系统在参考文献[15]。使用具有-1250V和25mA的Ar 辉光放电，在3.0Pa的压力下蚀刻衬底20分钟。在500℃的恒定衬底温度，1.5A磁控管功率电流，-60V衬底偏置电位和0.4Pa工作气体压力下制备Ti 1-xAlxN涂层。反应室的基础压力总是低于0.8mPa。对于个别不同的研究，使用不同的基材，参见下一段，将其在丙酮和乙烯中除去杂质，然后将它们平行地放置在靶上方85mm的距离处。

使用能量色散X射线分析（EDX），使用连接到扫描电子显微镜（SEM）的Oxford Instruments INCA EDS单元，测定沉积的涂层（在奥氏体不锈钢基底上，20times;7times;2mm 3）Zeiss EVO 50）在25kV下操作。通过元素标准和已经通过卢瑟福背散射光谱法定量的TiN涂层标准来获得元素的定量。沉积的涂层和退火的涂层的纳米压痕测量（在700,800,900,950,1000和1100℃的退火温度Ta下在真空（基础压力低于5mPa）中20分钟，加热和冷却速率为20℃/ min ）在使用Berkovich压头的CSIRO超微量压痕系统（UMIS）上在MgO（100）基板（10times;10times;1mm 3）上进行。根据正确统计，对于每个样品执行至少30个凹痕，最大负荷范围为8至30mN。因此，压痕深度总是低于涂层厚度的7％。使用Oliver和Pharr方法从压痕曲线的加载和卸载段计算硬度和压痕模量[16]。涂层Si条（20times;7times;0.3mm 3，两侧抛光）用于通过悬臂梁法进行的残余应力测量。

在校准的Netzsch-STA 409C中和流动的He（99.999％纯度，20sccm流量）中以20K / min的加热速率从室温（RT）至1500℃进行具有热重量分析（TGA）的差示扫描量热法（DSC）和合成空气（79％N 2，21％O 2，20sccm流速）以模拟施用条件。使用He气氛代替Ar或N 2，因为它具有更高的导热性和更容易从氮化物涂层中释放N-离子。在初始测量后立即使用相同材料重新测量来校正各个DSC曲线。通过室温X射线衍射（XRD）测定Ti 1-x Al x N涂层的相和结构变化作为沉积后退火温度Ta（在真空中退火，基础压力低于5mPa，加热和冷却速率为20℃ C / min）与Bruker D8在Bragg / Brentano模式和CuKalpha;辐射。对于XRD反射的分类，参照的是PowderDiffraction文件数据库[17]。为了避免这些实验（DSC，TGA和XRD）的基底相互扩散和干扰，使用低合金钢箔基底，其在沉积之后通过用10mol％硝酸的化学蚀刻除去，从而形成刚好相互独立的涂覆材料。该程序不引起涂层可检测到的化学性变化。在Nabertherm N11 / HR箱式炉中，在850℃下等温氧化20和40小时后，通过SEM断裂截面研究涂层（在多晶Al 2 O 3基底上，20times;7times;0.5mm 3）的氧化反应。

  1. 结果与讨论

3.1 结构和机械性能

通过EDX的元素分析显示，对于所使用的N2分压，这里的Ti1-x AlxN涂层是化学计量的，其中N /金属比为1plusmn;0.02。所得到的组合物为TiN，Ti 0.48 Al 0.52 N，Ti0.38 Al0.62 N，Ti0.33Al0.67N和Ti0.25Al0.75N，它们的厚度分别为3.60,4.24,2.90,2.69和3.08mu;m。图1a显示了沉积的独立（和粉末状）Ti1-xAlxN涂层的XRD图案。涂层为AlN摩尔分数xle;0.62的单相立方结构，x = 0.67的混合立方晶体和纤锌矿结构，以及xge;0.75的单相纤锌矿结构。这与开

图1.（a）从其衬底去除的Ti 1-x Al x N涂层的XRD粉末扫描（b）在MgO（001）上的Ti 1-x Al x N涂层的硬度，Al含量x为0,0.52,0.62，0.67和0.75。 使用立方晶格参数a = 4.185Aring;和纤锌矿晶格参数a = 3.169和c / a = 1.62计算了c-Ti0.5Al0.5N和w-Ti0.25Al0.75N的2theta;位置，参照Refs 。 [21,22]。

始时的计算非常一致，表明对于x〜0.69，立方和纤锌矿都是同样有利的[18]

这里将Ti 1-x Al x N涂层的硬度（H）和压痕模量（E）作为Al含量x的函数示于图1b中。由于结合特性发生变化，从TiN的〜22.8GPa到Ti 0.48 Al 0.52 N的31.9GPa，对于Ti 0.38 Al 0.62 N的31.3GPa，随着单相立方体涂层的Al含量增加，硬度增加。参见图1a，Al含量的进一步增加导致对于Ti 0.33 Al 0.67 N的H降低至〜27.2GPa，对于Ti 0.25 Al 0.75 N而言，进一步降低至〜22.9GPa，这主要是因为结构分别从单相立方向单相纤锌矿的转变，这种硬度对Ti 1-x Al x N涂层的化学组成和结构的依赖性与早期研究非常一致，参见例如参考文献。 [19,20]，并且（低于测量误差）受到涂层的不同残余应力的影响甚微，对于TiN，Ti 0.48 Al 0.52 N，其为-1.356，-1.446，-0.883， 0.102和 ，Ti 0.38 Al 0.62 N，Ti 0.33 Al 0.67 N和Ti 0.25 Al 0.75 N。 从压缩到张力的这种转变与从单相立方向混合立方和纤锌矿到单相纤锌矿的结构转变有关，参见图 1a。压痕模量随着Ti1-xAlxN的Al含量的变化遵循硬度变化，而c-TiN（E〜378GPa）和c-Ti0.48Al0.52N（E〜405GPa）之间的E的差异不如H明显。

3.2 热稳定性

Ti1-xAlxN（x = 0,0.52,0.62,0.67和0.75）涂层（图2a）的基线校正的动力学差示扫描量热（DSC）结果表明，在He气氛中退火到1500℃ °C过程中会发生一些放热反应，这是根据参考文献中给出的结果。 [6]。TiN涂层在400-1500℃的整个温度范围内放热输出很小。 当沉积的单相立方涂层Al含量增加时，放热信号增加，然后当沉积的涂层结构朝向单相纤锌矿变化时，放热信号减小。这各个亚稳态中存储的能量（混合焓）相对应，与从开始的计算所预测的基本一致。 [18,21-24]。此外，随着Al含量x从0.52增加至0.62至0.67，第一主要放热峰温度分别从800降低至670至600℃。相应地，第二主要放热峰的峰值温度从Ti 0.48 Al 0.52 N的1220℃移动到Ti 0.38 Al 0.62 N的1100℃，Ti 0.33 Al 0.67 N的1050℃。沉积的单

图.2.在c-TiN，c-Ti 0.48 Al 0.52 N，c-Ti 0.38 Al 0.62 N，c / w-Ti 0.33 Al 0.48 N的惰性气氛（He）中 以及67N和wTi0.25Al0.75N独立涂层材料结合（a）DSC和（b）TGA的动态同时进行热分析。（a）中的插图是在1300-1425℃的温度范围内的w-Ti0.25Al0.75N的4倍磁化DSC信号的截面。 （c）从（b）测量的质量损失计算的N-释放量。

相立方涂层Ti 0.48 Al 0.52 N和Ti 0.38 Al 0.62 N的放热峰温度的降低与放热信号的增加以及因此增加的储存能量（混合焓）有关，这也跟从开始的计算预测的基本一致 。Al含量接近溶解度极限的Ti1-xAlxN（立方体或纤锌矿）存储能量增加，分解驱动力增大[21]。c / w-Ti 0.33 Al 0.67 N涂层的DSC信号反映了涂层c-Ti 0.38 Al 0.62 N和w Ti 0.25 Al 0.75 N的特性。这与结构研究非常一致，表明c / w-Ti 0.33 Al 0.67 N涂层是c-Ti 0.38 Al 0.64 N和w-Ti 0.25 Al 0.75 N的组合，参见图3.1a。

沉积的单相纤锌矿结构的w-Ti0.25Al0.75N显示没有明显的放热峰，但是几乎在400至1500℃的整个温度范围内都有放热信号出现，类似于c-TiN。仅在〜1350℃，存在小的吸热反应的指示（也参见图2a中的小插图），其与〜3％的显着质量损失相关，参见图3.2b。在Tage;1000℃，对于其他涂层，高于它们的主要放热反应峰，但在更宽的温度范围内可以检测到质量损失，参见图1. 2b。因此，在这些涂层的DSC实验中，不能检测到吸热特征。基于以前的质谱仪研究，质量损失可归因于N释放[25]，来作为图2c中独立的Ti1

全文共9641字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

资料编号：[143843]，资料为PDF文档或Word文档，PDF文档可免费转换为Word

原文和译文剩余内容已隐藏，您需要先支付 30元 才能查看原文和译文全部内容！立即支付

以上是毕业论文外文翻译，课题毕业论文、任务书、文献综述、开题报告、程序设计、图纸设计等资料可联系客服协助查找。

您可能感兴趣的文章