velikost textu

Microstructure and Properties of Nanocrystalline Hard Coatings and Thin Film Nanocomposites

Upozornění: Informace získané z popisných dat či souborů uložených v Repozitáři závěrečných prací nemohou být použity k výdělečným účelům nebo vydávány za studijní, vědeckou nebo jinou tvůrčí činnost jiné osoby než autora.
Název:
Microstructure and Properties of Nanocrystalline Hard Coatings and Thin Film Nanocomposites
Název v češtině:
Studium mikrostruktury a vlastností M-Al-(Si-)N
Typ:
Disertační práce
Autor:
RNDr. Milan Dopita
Školitel:
Doc. RNDr. David Rafaja, CSc.
Oponenti:
Frank Richter
Doc. RNDr. Pavol Šutta, Ph.D.
Id práce:
39903
Fakulta:
Matematicko-fyzikální fakulta (MFF)
Pracoviště:
Katedra fyziky kondenzovaných látek (32-KFKL)
Program studia:
Fyzika (P1701)
Obor studia:
Fyzika kondenzovaných látek a materiálový výzkum (F3)
Přidělovaný titul:
Ph.D.
Datum obhajoby:
29. 9. 2009
Výsledek obhajoby:
Prospěl/a
Jazyk práce:
Angličtina
Abstrakt:
Abstrakt: Tato práce je věnována studiu mikrostruktury a vlastností M-Al-(Si-)N nanokrystalických tvrdých povlaků a nanokompozitních tenkých vrstev, deponovaných napařováním v katodovém oblouku (CAE), kombinací metod elektronové mikroanalýzy, difrakce rentgenového záření, transmisní elektronové mikroskopie s vysokým rozlišením (TEM / HRTEM) a měřením mikrotvrdosti. Šest sérií vzorků, lišících se typem přechodového kovu (Cr, Ti and Zr) a množstvím Al a Si v závislosti na pozici substrátu vzhledem ke katodám, bylo deponováno CAE procesem v depozičním přístroji π-80 vyrobeném firmou Platit AG. Ve všech studovaných povlacích byly určeny základní mikrostrukturní parametry, jmenovitě chemické a fázové složení, zbytková napětí, preferenční orientace krystalitů, velikost koherentně difraktujících domén a vzájemná desorientace krystalitů. Odvozené mikrostrukturní parametry byly korelovány s mechanickými vlastnostmi vrstev – mikrotvrdostí. Následně byl vytvořen mikrostrukturní model vývoje nanokrystalických tvrdých povlaků a nanokompozitních tenkých vrstev. V závislosti na chemickém složení vzorků existují ve studovaných vrstvách tři oblasti lišící se fázovým složením. Ve vzorcích s nejvyšší koncentrací přechodového kovu existuje pouze jediná – kubická plošně centrovaná (kpc) M1-x-yAlxSiyN fáze. Se vzrůstající koncentrací Al se ve vzorcích vytváří druhá krystalická fáze – wurtzitický AlN, přičemž v této oblasti obě fáze kpc a w-AlN koexistují. Konečně ve vzorcích s nejvyšší koncentrací Al existuje pouze w-AlN fáze. Ve vzorcích obsahujících Si jsou, pro nízké koncentrace křemíku, atomy křemíku rozpuštěny v kpc fázi (obsazují atomové pozice v kpc struktuře) a se vzrůstajícím obsahem Si vytvářejí třetí, amorfní SixNy, fázi. Fázové složení a limity fázové koexistence silně závisí na typu přechodového kovu. Ve všech studovaných vrstvách nebyl pozorován gradient zbytkových napětí, gradient mřížového parametru ani střihová napětí, přičemž ve všech vrstvách existuje pouze dvouosé, rotačně symetrické, kompresivní zbytkové napětí. Elastická anizotropie kpc krystalitů se ve vzorcích snižuje s rostoucí koncentrací Al a Si, přičemž v Ti-Al-(Si-)N vrstvách byl pokles anizotropie se vzrůstající koncentrací Al a Si lineární. V Cr-Al-(Si-)N a Zr-Al-(Si-)N vrstvách byl pozorován výrazně vyšší vliv Si na relaxaci elastické anizotropie - tedy přechodu od elasticky anizotropního stavu do elasticky izotropního stavu kpc krystalitů. Elastická anizotropie kpc krystalitů těchto vrstev byla vysoká ve vzorcích bez Si i pro vzorky s velkým podílem w-AlN fáze, zatímco ve vzorcích obsahujících Si elastický anizotropní faktor konvergoval k 1 pro vrstvy s převládajícím podílem w-AlN fáze a kpc krystality se jevily jako elasticky izotropní. Ve všech studovaných M-Al-(Si-)N vrstvách byla pozorována silná preferenční orientace krystalitů - textura. V kpc krystalitech Cr-Al-(Si-)N a Ti-Al-(Si-)N vrstev byl 〈111〉 krystalografický směr a v Zr-Al-(Si-)N vzorcích 〈100〉 krystalografický směr přednostně orientovaný kolmo k povrchu vzorku. S rostoucí koncentrací Al a Si se hlavní texturní směr kpc krystalitů ukláněl od směru kolmého k povrchu vzorku. Dále byla v Cr-Al-(Si-)N a Ti-Al-(Si-)N vrstvách pozorována silná tří-dimenzionální preferenční orientace kpc krystalitů, kterou bylo možné popsat jako koexistenci out-of-plane a in-plane texturních komponent. Vývoj textury v kpc krystalitech zkoumaných povlaků byl studován a detailně popsán v závislosti na depoziční geometrii, fázovém složení, zbytkovém napětí a elastické anizotropii. Velikosti klastrů a krystalitů zkoumaných M-Al-(Si-)N vrstev byly určeny z rozšíření difrakčních linií a potvrzeny pomocí TEM a HRTEM. Velikost klastrů, získaná z rozšíření difrakčních linií, se zásadně neměnila se změnami obsahu Al a Si. Rostoucí obsah Al měl nicméně za následek redukci velikostí kpc krystalitů a vzrůst jejich vzájemné desorientace. Zřetelný nárůst desorientace kpc krystalitů byl pozorován ve vzorcích, v nichž se objevila w- AlN fáze. Navíc vzrůstající objemový podíl w-AlN urychlil redukci velikosti kpc krystalitů. Přidání Si taktéž urychlilo redukci velikosti kpc krystalitů v Cr-Al-Si-N a Ti-Al-Si-N vrstvách. Pro koncentrace Si vyšší než přibližně 4 at.%, vzájemná desorientace kpc krystalitů překonala limit jejich parciální koherence pro RTG záření v Cr-Al-Si-N a Ti-Al-Si-N vzorcích. Kpc krystality v těchto vrstvách již nebyly pro RTG záření parciálně koherentní, na rozdíl od Zr-Al-Si-N vrstev, v nichž kpc krystality zůstaly parciálně koherentní i pro vyšší koncentrace Si. Mikrotvrdost se ve všech studovaných M-Al-(Si-)N vzorcích zvyšovala s rostoucím obsahem Al až po dosažení maxima a následně opět klesala se vzrůstajícím obsahem Al ve vrstvách. Koncentrace Al, pro niž bylo pozorováno maximum tvrdosti vrstev, klesala se vzrůstajícím intrinsickým mřížovým parametrem jednotlivých binárních nitridů přechodových kovů. Přidání Si mělo za následek mírný posuv maxima tvrdosti k nižším koncentracím Al v případě Cr-Al-Si-N a Ti-Al-Si-N vrstev, zatímco koncentrace Al, pro niž bylo pozorováno maximum tvrdosti v Zr-Al-Si-N a Zr-Al-N vrstvách, byla přibližně shodná. Vzorky s maximální tvrdostí obsahovaly dvě krystalické fáze, kpc fázi a w-AlN, v přibližně stejném objemovém poměru, což dokazuje hypotézu, že tvorba nanokompozitů je zodpovědná za vysokou tvrdost M-Al-(Si-)N vrstev deponovaných CAE procesem. V této práci bylo ukázáno, že prvkové a fázové složení, zbytkové napětí. Preferenční orientace krystalitů, velikost a parciální koherence nanokrystalitů zásadním způsobem ovlivňují mechanické vlastnosti povlaků. Fundamentální roli hrají prvkové a implicitně fázové složení, neboť bylo ukázáno, že nejvyšší tvrdost vykazovaly vrstvy obsahující dvě krystalické fáze (kpc a w-AlN fázi), v nichž byly krystality kpc fáze parciálně koherentní. Ve vzorcích s parciálně koherentními kubickými krystality byly krystality kpc a w-AlN fází vzájemně orientovány (propleteny), což je nutné pro transfer (přenos) lokální krystalografické orientace ve vrstvách, která je nutná pro parciální koherenci kubických krystalitů, a která současně přispívá ke tvorbě intrinsických mřížových napětí. Intrinsická mřížová napětí, která zvyšují tvrdost vrstev, jsou důsledkem rozdílných mezirovinných vzdáleností v obou strukturách (kpc a w-AlN fází), mají-li krystality těchto dvou fází vhodnou vzájemnou orientaci. Ve vzorcích s nekoherentními krystality jsou sousední krystality odděleny amorfní fází, přes kterou nemůže docházet k přenosu krystalografické orientace mezi sousedními krystality, a která také zabraňuje tvorbě intrinsických mřížových napětí na hranicích krystalitů. Nicméně malé množství amorfní SixNy fáze obsažené ve vzorcích, ve kterých jsou kpc krystality stále parciálně koherentní, může mít také pozitivní vliv na vyšší tvrdost vrstev, neboť amorfní fáze může absorbovat lokální deformace a napětí, které by jinak mohli vést ke tvorbě a šíření trhlin v krystalických fázích. Tento jev vysvětluje nárůst tvrdosti ve Cr-Al-Si-N a Ti-Al-Si-N vrstvách v porovnání se vzorky neobsahujícími Si. Konečně vliv velikosti krystalitů na tvrdost vrstev byl evidentní ve všech zkoumaných M-Al-(Si-)N povlacích.
Abstract v angličtině:
Abstract: In this work, microstructure and properties of M-Al-(Si-)N nanocrystalline hard coatings and thin film nanocomposites deposited by cathodic arc evaporation (CAE) process at different positions of substrates in the deposition apparatus were investigated using the combination of electron probe microanalysis, X-ray diffraction, transmission electron microscopy with high resolution and hardness measurement. Six series of specimens that differed in the transition metal type (Cr, Ti and Zr) and in the amount of Si and Al were deposited using the CAE process in the deposition apparatus π-80 produced by Platit AG. The essential microstructural parameters; the chemical and phase composition, the residual stress, preferred orientation of crystallites, crystallite size and mutual disorientation of crystallites were determined in all coatings under study. The derived microstructural parameters were correlated with the hardness of coatings. Finally, the microstructural model of the nanocrystalline hard coatings and thin film nanocomposites formation was developed. Depending on the sample chemical composition, three regions with different phase compositions exist in the coatings. In the transition metal richest samples, a single fcc M1-x- yAlxSiyN phase exists in the coating. With increasing Al content, wurtzitic-AlN starts to develop as a second crystalline phase, whereas in this region both phases, fcc and w-AlN, coexist. Finally, at the highest Al concentrations only w-AlN phase exists in the coatings. In samples containing silicon, the silicon atoms are dissolved in the fcc phase in coatings with low Si concentration and with increasing Si content they form a third, amorphous SixNy, phase. The phase composition and the limits of the phases coexistence depends strongly on the transition metal type. In all coatings under study, no residual stress and lattice parameter depth gradients as well as no shear stresses and only biaxial rotationally symmetrical compressive state of residual stress were observed. The elastic anisotropy of the fcc crystallites decreased with increasing Al and Si concentration for all samples, whereas in the Ti-Al-(Si-)N coatings the anisotropy decay was linear with increasing Al and Si and the elastic anisotropy factor A approached one and the fcc crystallites became elastically isotropic. In the Cr-Al-(Si-)N and Zr-Al-(Si-)N coatings a significantly higher influence of the Si addition on the elastic anisotropy factor relaxation and thus transition from the elastically anisotropic to elastically isotropic state of the fcc crystallites was observed. The elastic anisotropy of the fcc crystallites remained high in samples without Si even for coatings with higher w-AlN phase fraction, while in samples containing Si the elastic anisotropy factor approached 1 in samples with prevailing w-AlN contents and the fcc crystallites appeared elastically isotropic. In all studied M-Al-(Si-)N coatings, a strong preferred orientation of crystallites was observed. In the fcc crystallites of the Cr-Al-(Si-)N and Ti-Al-(Si-)N coatings the 〈111〉 crystallographic direction, and in the Zr-Al-(Si-)N samples the 〈100〉 crystallographic direction was preferentially oriented perpendicular to the sample surface. With increasing Al and Si contents, the main texture direction of the fcc crystallites significantly inclined from the sample surface perpendicular direction. Besides, in the Cr-Al-(Si-)N and Ti-Al-(Si-)N coatings a pronounced three-dimensional preferred orientation of the fcc crystallites, described by coexistence of the out-of-plane and in-plane texture, was observed. The texture evolution in the fcc crystallites of studied coatings was described on basis of the deposition geometry, phase composition and residual stress and elastic anisotropy. The cluster and the crystallite size of the investigated M-Al-(Si-)N coatings were determined from the analysis of the XRD line broadening and confirmed by the TEM and HRTEM investigations. The size of the clusters obtained from the XRD line broadening did not change significantly with the Al and Si contents. Increasing aluminium contents in the coatings caused a reduction of the fcc crystallites size and an increase of their mutual disorientation. More pronounced increase of the fcc crystallite disorientations was observed after w-AlN appeared in the coatings. Moreover, the increasing volume fraction of the w-AlN crystallites accelerated the reduction of the fcc crystallites. The addition of silicon speeded up the reduction of the size of the fcc crystallites in the Cr-Al-Si-N and Ti-Al-Si-N coatings. At the Si contents higher than approximately 4 at.%, the mutual disorientation of fcc crystallites exceeded the limit of their partial coherence for X-rays both in the Cr-Al-Si-N and in the Ti-Al-Si-N coatings. The fcc crystallites in the Cr-Al-Si-N and Ti-Al-Si-N coatings were not partially coherent for the X-rays any more, contrary to the Zr-Al-Si-N coating which remained partially coherent even for such high silicon contents. In all M-Al-(Si-)N samples under study, the hardness of the coatings increased with the addition of Al until a maximum was reached that was followed by a decrease of the hardness with further increasing Al contents. The Al contents, for which the maximum hardness was observed, decreased with increasing intrinsic lattice parameter of the respective binary transition metal nitride. The addition of silicon shifted the maximum of hardness slightly to lower Al concentration region in Cr-Al-Si-N and Ti-Al-Si-N coatings, while the Al concentration of the hardness maximum in Zr-Al-Si-N was nearly similar as in Zr-Al-N coatings. The samples with the maximum hardness consisted of two crystalline phases, fcc phase and w-AlN, having approximately the same volume ratio, which confirmed that the formation of the nanocomposites is responsible for high hardness of the M-Al-(Si-)N coatings deposited using CAE. It was shown that the elementary and the phase composition, residual stress, preferred orientation of crystallites and the size and partial coherence of nanocrystallites significantly influence the hardness of coatings. A fundamental role play the elementary and implicitly the phase composition as we saw that highest hardness developed in coatings containing two crystalline phases (fcc phase and w-AlN) in which the fcc crystallites were partially coherent. In samples with partially coherent cubic crystallites the crystallites of the fcc phase and w- AlN phases are intertwined, which is needed for the transfer of the local crystallographic orientation in the coatings that is necessary for the partial coherence of cubic crystallites and that contributes concurrently to the development of the intrinsic lattice strain. The intrinsic lattice strain, that improves the hardness of coatings, results from a mismatch of the interplanar spacings in both structures (fcc phase and w-AlN) if the crystallites have an appropriate mutual orientation. In samples with non-coherent crystallites, the crystallites are separated by amorphous phase, which can neither transfer the crystallographic orientation between neighbouring crystallites nor assist in development of the intrinsic lattice deformation at the crystallite boundaries. However, a small amount of amorphous SixNy, in the samples where the fcc crystallites are still partially coherent, is beneficial for the higher hardness of the coatings as well, since the amorphous phase can absorb the local strain changes that could otherwise lead to the creation and propagation of cracks in crystalline phases. This phenomenon was found to be responsible for increase of the hardness in the Cr-Al-Si-N and Ti-Al-Si-N coatings in comparison to samples without silicon. Finally, the influence of crystallite size on the hardness of coatings was obvious in all M-Al-(Si-)N samples under study.
Dokumenty
Stáhnout Dokument Autor Typ Velikost
Stáhnout Text práce RNDr. Milan Dopita 8.2 MB
Stáhnout Abstrakt v českém jazyce RNDr. Milan Dopita 33 kB
Stáhnout Abstrakt anglicky RNDr. Milan Dopita 21 kB
Stáhnout Posudek vedoucího Doc. RNDr. David Rafaja, CSc. 509 kB
Stáhnout Posudek oponenta Frank Richter 101 kB
Stáhnout Posudek oponenta Doc. RNDr. Pavol Šutta, Ph.D. 59 kB
Stáhnout Záznam o průběhu obhajoby 325 kB