Degradacja powłok CrN osadzonych na stalowe podłoża w warunkach oddziaływania kawitacji

Transkrypt

1 Alicja K. Krella Degradacja powłok CrN osadzonych na stalowe podłoża w warunkach oddziaływania kawitacji WPROWADZENIE Niszczenie kawitacyjne (erozja kawitacyjna) polega na degradacji materiału w wyniku implozji pęcherzyków kawitacyjnych znajdujących się w bezpośredniej styczności lub w pobliżu ciała stałego. Pęcherzyki kawitacyjne, zanikając, tworzą falę uderzeniową poruszającą się z prędkością dźwięku [1], mikrostrumień cieczy, który uderza ciało stałe z prędkością przekraczającą 100 m/s [2], a według pracy [3] nawet z prędkością 600 m/s. Wewnątrz pęcherzyków w ostatnim stadium zaniku jest generowane ciepło, tak że temperatura wewnątrz pęcherzyka osiąga wartość około 5000 K [4]. Można zatem przyjąć, że zanik pojedynczego pęcherzyka kawitacyjnego jest pewnego rodzaju mikroeksplozją, a materiał ulega degradacji w wyniku bardzo wielu mikroekspolzji w jego otoczeniu. Pomiary impulsów kawitacyjnych [5] ujawniły bardzo duży rozrzut amplitudy i liczby rejestrowanych impulsów zależny od prędkości przepływu cieczy na stanowisku badawczym oraz od zastosowanego czujnika pomiarowego. Wykazano [5], że liczba impulsów rejestrowanych w ciągu 1 s wahała się od około 200 do około 2000, a amplituda od 2000 kpa do kpa. Umocnienie warstwy wierzchniej, względnie nakładanie warstw ochronnych są znaną metodą zwiększania wytrzymałości i żywotności elementów konstrukcyjnych. Większość powłok jest nakładana w celu ochrony przed korozją, wysoką temperaturą lub zużyciem tribologicznym. Jednym z rozwiązań jest zastosowanie powłok CrN charakteryzujących się dużą twardością ok. 20 GPa [6, 7], małym współczynnikiem tarcia [8], odpornością na utlenianie do 750 C [9] oraz dobrą odpornością korozyjną [10], przy czym ich właściwości ściśle zależą od parametrów osadzania. Badania odporności kawitacyjnej wykazały, że powłoki CrN mają dobre właściwości ochronne na tego typu niszczenie zarówno w słodkiej wodzie, jak i w wodzie morskiej [7, 11]. W literaturze brak jest oceny wpływu grubości powłok CrN na niszczenie kawitacyjne lub zmęczeniowe. W pracy [12] dotyczącej powłok TiN wykazano, że zwiększenie grubości ma wpływ na zmianę zarówno mechanizmu degradacji w warunkach niszczenia kawitacyjnego, jak i właściwości ochronnych tych powłok. Wraz ze wzrostem grubości powłok TiN tzw. punkt Bielajewa przesuwa się w kierunku powierzchni systemu. Przyczynia się to do generowania pęknięć wewnątrz twardej powłoki TiN, a następnie usuwania jej fragmentów w postaci płatków. Celem niniejszej pracy jest określenie wpływu wzrostu grubości powłok CrN wytwarzanych metodą katodowego odparowania łukowego (ARC) PVD na ich degradację w warunkach niszczenia kawitacyjnego. W pracy [13], przeprowadzając analizę niszczenia impulsami kawitacyjnymi, wykazano, że wytrzymałość systemów twarda powłoka-stalowe podłoże zależy od właściwości mechanicznych i cieplnych zarówno podłoża, jak i powłoki oraz od grubości powłoki i liczby faz występujących w powłoce wytwarzanej metodą Dr inż. Alicja K. Krella (akr@imp.gda.pl) Instytut Maszyn Przepływowych im. R. Szewalskiego, PAN, Gdańsk ARC PVD. Wyprowadzony został wskaźnik odporności kawitacyjnej R CAV (1): R CAV = kc 2 k H v E v s c ( 1 c ) s c Ec ( + vc ) Hs 1 v s 2 ( S ) 2 S ( ) p L C2 c (1) h gdzie: k współczynnik przewodnictwa cieplnego, H twardość w GPa, ν stała Poissona, E moduł sprężystości w GPa, L C2 siła adhezji w próbie rysy w N, α współczynnik rozszerzalności cieplnej, p c liczba faz w powłoce, h grubość powłok w μm; indeksy c i s oznaczają odpowiednio powłokę (coating) i podłoże (substrate). Wskaźnik ten został pozytywnie zweryfikowany w odniesieniu do powłok TiN i CrN osadzonych metodą ARC PVD na austenitycznym podłożu. Świadczy to, że przy wyznaczaniu wskaźnika poprawnie uwzględniono mechanizmy degradacji występujące w powłokach TiN i CrN wytwarzanych metodą ARC PVD. Niemniej jednak niszczenie powłok jest zależne od podłoża i w zasadzie stanowi degradację całego systemu. Brak weryfikacji wskaźnika R CAV uwzględniającej zróżnicowanie podłoża stanowi istotną lukę, dlatego w przedstawionych badaniach powłoki CrN wytworzone metodą ARC PVD osadzono na różniących się właściwościami mechanicznymi stalowych podłożach. MATERIAŁ I METODYKA BADAŃ Powłoki CrN osadzano metodą ARC PVD w Instytucie Mechatroniki, Nanotechnologii i Technik Próżniowych Politechniki Koszalińskiej. Schemat stanowiska i metodykę wytwarzania powłok przedstawiono w pracy [14]. Zastosowano napięcie polaryzacji 100 V i temperaturę podłoża 350 C. Pozostałe parametry osadzania powłok przedstawiono w pracy [7]. Powłoki osadzano na próbkach o wymiarach mm wykonanych ze: stali austenitycznej X6CrNiTi18-10 przesycanej z temperatury 1050 C, stali X39Cr13 hartowanej z temperatury 1050 C i odpuszczanej w temperaturze 600 C, stali X39Cr13 hartowanej z temperatury 1050 C i odpuszczanej w temperaturze 400 C. Podłoża wykonane ze stali X39Cr13 poddano różnym obróbkom cieplnym w celu uzyskania podłoży o zróżnicowanych właściwościach mechanicznych. Badania twardości i modułu Younga powłok CrN przeprowadzono w Instytucie Technologii Eksploatacji w Radomiu, badania składu fazowego z wykorzystaniem dyfraktometru rentgenowskiego DRON2 w Instytucie Mechatroniki, Nanotechnologii i Technik Próżniowych Politechniki Koszalińskiej. Tam też przeprowadzono pomiary adhezji powłok metodą rysy za pomocą urządzenia Revetest i wyznaczono obciążenie krytyczne L C2, przy którym obserwowano zdarcie powłoki lub boczne wykruszenie z odsłonięciem podłoża. 110 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXIV

2 Badania dyfrakcyjne [7] wykazały, że wytworzone powłoki składały się z CrN oraz Cr 2 N o dominujących orientacjach krystalograficznych (111), (113) oraz (222). Średnia wielkość ziaren wyznaczona metodą Scherrera, stosując dopasowanie gaussowskie, wynosiła około 6 nm. Uznano zatem, że powłoki można zaliczyć do nanokrystalicznych. W pracy [15] powłoki CrN wytwarzane metodą ARC PVD zaliczono do powłok nanokrystalicznych, występowały w nich również charakterystyczne dla tej metody osadzania mikrokrople Cr(N). Właściwości i oznaczenia badanych systemów przedstawiono w tabeli 1. Symbolami 1, 2 i 3 oznaczono odpowiednio podłoża wykonane ze stali X6CrNiTi18-10 (twardość 1,7 GPa), stali X39Cr13 hartowanej i odpuszczanej w temperaturze 600 C (twardość 2,8 GPa) i stali X39Cr13 hartowanej i odpuszczanej w temperaturze 400 C (twardość 4,5 GPa). Badania degradacji powłok przeprowadzono na stanowisku kawitacyjnym ze szczelinowym wzbudnikiem kawitacji. Schemat stanowiska przedstawiono w pracy [7]. Regulacji obciążenia dokonuje się, regulując ciśnienie na wlocie i wylocie komory oraz przez zmianę szerokości szczeliny. W trakcie prowadzonych badań ciśnienie na wlocie wynosiło 1000 kpa, a na wylocie 125 kpa, szerokość szczeliny pomiędzy wzbudnikami wynosiła 5 mm. W celu wyznaczenia krzywych erozyjnych przeprowadzono pomiary masy przed badaniami oraz po każdej ekspozycji. Początkowo czas ekspozycji wynosił 30 minut przez pierwsze 180 minut próby, a następnie czas ekspozycji wydłużono do 60 i 120 min. Całkowity czas trwania próby kawitacyjnej wynosił 600 min. Mechanizm niszczenia powłok określono na podstawie obserwacji mikroskopowych za pomocą mikroskopu świetlnego Neophot 2 oraz elektronowego mikroskopu skaningowego SEM. Pomiary chropowatości przeprowadzono z użyciem profilometru Mitutoyo SJ-301. WYNIKI BADAŃ I DYSKUSJA Krzywe erozyjne uzyskane w próbach kawitacyjnych przedstawiono na rysunku 1. Z przeprowadzonych badań erozyjnych wynika, że osadzenie powłok CrN, niezależnie od ich grubości, zmniejsza całkowity ubytek masy w porównaniu z ubytkami masy stalowych próbek bez powłok. Wraz ze zwiększeniem twardości podłoża obserwowano pozytywny wpływ powłok CrN. Osadzenie powłoki CrN o grubości 4 μm na stal X6CrNiTi18-10 przyczyniło się do zmniejszenia ubytków masy o 2,8 mg, a na stali X39Cr13 o twardości 2,8 GPa o 3 mg. Natomiast obecność powłoki CrN na stali X39Cr13 o twardości 4,5 GPa spowodowało zmniejszenie ubytku masy aż o 6,8 mg. Wzrostowi grubości powłok CrN z 4 do 8 μm osadzonych na stali austenitycznej towarzyszyło dalsze zmniejszenie ubytku masy z 4,2 mg do 3,3 mg. Przyczyny tego można upatrywać w lepszej przyczepności tej powłoki do podłoża zwiększenie siły adhezji z 18 N do 34 N (tab. 1). Natomiast dalszemu wzrostowi grubości Rys. 1. Krzywe erozyjne systemów CrN-stalowe podłoże i samych podłoży (opis oznaczeń w tabeli 1) Fig. 1. Erosion curves of CrN-steel substrate systems and steel substrates (description of symbols in Table 1) powłok CrN do 12 μm towarzyszyło zwiększenie ubytków masy z 4,2 mg do 5,8 mg, przy ubytkach masy stali niepokrytej powłoką wynoszących 7 mg. Zatem wzrost grubości powłoki do 12 μm przyczynił się do osłabienia pozytywnych efektów osadzenia powłoki CrN. Krzywa erozyjna próbki z powłoką CrN o grubości 12 μm (rys. 1) ukazuje znaczące zwiększenie szybkości erozji (inicjacja mikropęknięć i ich rozwój prowadzący do usuwania fragmentów powłoki) po okresie inkubacji, który był nieznacznie dłuższy niż stali bez powłoki. Podobnie w przypadku powłok CrN osadzonych na podłożu X39Cr13 o twardości 4,5 GPa wzrost grubości powłok z 4 do 8 μm spowodował około dwukrotne zwiększenie ubytków masy. Uzyskany wynik jest zgodny z wynikami badań wytrzymałości zmęczeniowej powłok TiN [16] oraz z wynikami badań odporności kawitacyjnej powłok TiN [12]. Mikroskopowa analiza uszkodzeń (rys. 2) wykazała, że systemy z powłoką CrN o grubości 4 μm uległy mikropofalowaniu. Stopień pofalowania powłoki zależał od właściwości podłoża. Pomiary chropowatości (tab. 2) wykazały, że wraz ze zwiększeniem twardości podłoża mikropofalowanie malało. Obserwacje przeprowadzone przy większych powiększeniach ujawniły powstanie w powłoce siatki pęknięć (rys. 3). Mimo wspomnianej siatki pęknięć powłoka CrN przylegała do podłoża, co świadczy o jej dobrej przyczepności. W miejscach intensywnego oddziaływania kawitacji powłoka CrN została całkowicie usunięta, odsłaniając podłoże (rys. 4). W pracy [17] wykazano, że w warunkach obciążania kulką o promieniu 5 μm z siłą 400 mn twardych powłok TiN, jako pierwsze Tabela 1. Właściwości powłok CrN Table 1. Properties of the CrN coatings CrN-4/1 CrN-8/1 CrN-12/1 CrN-4/2 CrN-4/3 CrN-8/3 Podłoże X6CrNiTi X6CrNiTi X6CrNiTi X36Cr13 X36Cr13 X36Cr13 Twardość podłoża H s, GPa 1,7 1,7 1,7 2,8 4,5 4,5 Grubość powłoki h, mm 3,7 7,8 12,0 3,7 3,6 8,0 Twardość powłoki H c, GPa 19,5 21,6 21,4 19,2 21,4 22 Moduł sprężystości powłoki E c, GPa 275, , Adhezja L C2, N NR 2/2013 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 111

3 Rys. 3. Wygląd powierzchni powłoki CrN o grubości 4 μm osadzonej na stali X6CrNiTi18-10 Fig. 3. Image of surface of the 4 μm thick CrN coatings deposited on the X6CrNiTi18-10 steel Rys. 4. Uszkodzenie powierzchni powłoki CrN o grubości 4 μm osadzonej na stali X6CrNiTi18-10 w strefie silnego obciążenia kawitacyjnego Fig. 4. Degradation of surface of the 4 μm thick CrN coatings deposited on the X6CrNiTi18-10 steel in the intensive cavitation loading zone Rys. 2. Wygląd powierzchni powłoki CrN o grubości 4 μm po badaniach kawitacyjnych osadzonej na: a) stali X6CrNiTi18-10, b) stali X39Cr13 odpuszczonej w temperaturze 600 C, c) stali X39Cr13 odpuszczonej w temperaturze 400 C; SEM Fig. 2. Image of the 4 μm thick CrN coating surface after cavitation test deposited on: a) the X6CrNiTi18-10 steel, b) the X39Cr13 steel tempered at 600 C, c) the X39Cr13 steel tempered at 400 C; SEM Tabela 2. Chropowarość powłok CrN o grubości 4 μm Table 2. Roughness of the 4 μm thick CrN coatings CrN-4/1 CrN-4/2 CrN-4/3 Ra 1,35 0,22 0,13 Rz 6,58 2,03 1,59 trwałemu odkształceniu plastycznemu ulegało podłoże niezależnie od twardości i grubości powłoki. Wynika z tego, że powłoka ulegała odkształceniu sprężystemu, a podłoże posiadające znacznie mniejszy moduł sprężystości ulegało trwałemu odkształceniu plastycznemu. Powłoka dopasowując się do odkształconego plastycz- 112 nie podłoża odkształcała się na skutek pękania i ścinania wzdłuż kolumnowych granic ziaren. Zatem zgodnie z wynikami pracy [17] obserwowane na rysunku 2 mikropofalowanie powstało na skutek dopasowania się cienkiej powłoki do odkształconego podłoża. W niszczeniu kawitacyjnym materiał jest poddawany działaniu dynamicznych obciążeń o szerokim zakresie amplitud [5]. W celu przejrzystości analizy oddziaływania impulsów kawitacyjnych na ciało stałe w pracy [18] zaproponowano umowny podział impulsów kawitacyjnych na 3 podstawowe grupy: 1) impulsy wysokoamplitudowe powodujące odkształcenie lub degradację systemu powłoka-podłoże w wyniku pojedynczego lub kilkakrotnego działania impulsu, 2) impulsy powodujące stopniową degradację systemu, 3) impulsy niskoamplitudowe, które mogą uruchomić dyslokacje, ale nie inicjują pęknięć i nie powodują ich rozwoju. Przyjęto, że impulsy kawitacyjne powstałe w wyniku implozji pęcherzyków kawitacyjnych uderzają prostopadle w materiał oraz zasugerowano, że w niszczeniu kawitacyjnym występuje efekt synergiczny oddziaływania impulsów poszczególnych grup, przy czym dominującą ze względu na proces degradacji jest grupa 2. Zgodnie z przyjętymi w pracy [18] założeniami impulsy grupy 2 powodują cykliczne obciążanie systemu, przyczyniają się do uruchomienia istniejących dyslokacji i generowania nowych oraz stopniowego zwiększenia naprężeń w miejscach nieciągłości całego systemu. Takimi miejscami nieciągłości są granice ziaren, ziarna innych faz INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXIV

4 oraz płaszczyzna styku powłoki z podłożem. Cykliczne obciążanie wywołuje ruch dyslokacji oraz poślizg (ścinanie) granic ziaren. W wyniku cyklicznego obciążania dochodzi do cyklicznego odkształcania systemu powłoka CrN-stalowe podłoże powodującego stopniowe osłabianie przyczepności powłoki i jej całkowitą utratę. Cienka i twarda powłoka pod wpływem dynamicznych obciążeń będzie łatwo pękać, a następnie będzie usuwana (rys. 2c, 4). Zwiększenie grubości powłok CrN powoduje brak mikropofalowania (rys. 5) obserwowanego podczas degradacji powłok o grubości 4 μm (rys. 2). Następowało usuwanie fragmentów powłoki łuszczenie. Podobny sposób degradacji zaobserwowano przy niszczeniu powłok TiN o grubości 8 i 12 μm [12]. Ślady po implozji pęcherzyków kawitacyjnych pozostawione na powłokach o większej grubości (rys. 5) mają charakterystyczne uwypuklenia sugerujące zasysanie powłoki przez implodujący pęcherzyk. Ślad zaniku pęcherzyka pozostawiony na powłoce CrN wraz z wynikającym z niego schematem zaniku pęcherzyka przedstawiono na rysunku 6. Zgodnie z etapami zaniku pęcherzyka przedstawionymi na rysunku 6, początkowo pęcherzyk ulega niesymetrycznemu spłaszczeniu w wyniku zasysania się (rys. 6a, b). Dochodzi do odkształcenia (wklęśnięcia) powierzchni ciała stałego (w analizowanym przypadku powłoki CrN) stycznego z pęcherzykiem (rys. 6b). Formowanie się mikrostrugi powoduje wyciąganie powłoki w centralnej części powstałego odkształcenia (rys. 6c, d). Obserwacje zaniku pęcherzyka w pobliżu ciała stałego przedstawione w pracy [19] wskazują kilka rodzajów zaniku pęcherzyka kawitacyjnego: 1) spłaszczenie pęcherzyka od strony powierzchni Rys. 6. Uszkodzenie powłoki CrN o grubości 8 μm osadzonej na stali X39Cr13 odpuszczonej w temperaturze 400 C wraz ze schematem zaniku pęcherzyka Fig. 6. Deformation of 8 μm thick CrN coatings deposited on the X39Cr13 steel tempered at 400 C with a draft of cavitation bubbles collapse Rys. 5. Uszkodzenie powierzchni: a) powłok CrN o grubości 12 μm osadzonych na stali X6CrNiTi18-10, b) powłok CrN o grubości 8 μm osadzonych na stali X39Cr13 odpuszczonej w temperaturze 400 C; SEM Fig. 5. Degradation of: a) 12 μm thick CrN coatings deposited on the X6CrNiTi18-10 steel, b) 8 μm thick CrN coatings deposited on the X39Cr13 steel tempered at 400 C; SEM ograniczającej przepływ i wytworzenie mikrostrumienia od strony przeciwnej skierowanego w stronę ciała stałego, 2) spłaszczenie pęcherzyka wraz z zassaniem środka od strony powierzchni ograniczającej przepływ i wytworzenie mikrostrumienia skierowanego w stronę przeciwną do powierzchni ciała stałego. W rozważaniach literaturowych nad niszczeniem materiałów w wyniku oddziaływania impulsów kawitacyjnych dominuje pierwszy typ zaniku i taki też był uwzględniany przy analizie degradacji powłok o grubości 4 μm. Natomiast przedstawiony na rysunku 6 schemat opracowany na podstawie śladu pozostawionego na powłoce CrN odpowiada drugiemu typowi zaniku pęcherzyka kawitacyjnego. Nasuwa się pytanie, dlaczego takich śladów nie zaobserwowano na uszkodzonych powłokach CrN o grubości 4 μm? W pracy [20], w której przedstawiono główne mechanizmy odkształcania materiałów nanostrukturalnych, zwrócono uwagę, iż podczas odkształcania nanomateriałów jest uaktywnianych kilka mechanizmów. Podobnie jak w materiałach konstrukcyjnych, szybkość odkształcenia determinuje dominację jednych mechanizmów nad innymi. Duża szybkość odkształcenia podczas implozji pęcherzyka kawitacyjnego sugeruje, że dominującym mechanizmem odkształcenia jest ścinanie (poślizg) wzdłuż granic ziaren. Generowanie ciepła w ostatnim etapie zaniku pęcherzyka [4] lub ciepło wytwarzane w wyniku dużej szybkości odkształcania sugeruje możliwość występowania mechanizmów dyfuzyjnych. Innymi uaktywnionymi mechanizmami mogą być: obrót ziaren, który często NR 2/2013 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 113

5 towarzyszy poślizgowi (ścinaniu) wzdłuż granic ziaren. Ze względu na bardzo małą wielkość ziaren (6 nm) można uznać mechanizm dyslokacyjny za nieaktywny, bowiem wraz ze zmniejszeniem wielkości ziaren ruch dyslokacji jest coraz trudniejszy. Pod wpływem impulsu kawitacyjnego uderzającego w system odkształcenie powłoki następuje głównie w wyniku ścinania zgodnego z kierunkiem działania impulsu. Duża szybkość odkształcenia (prędkość uderzenia może dochodzić do 600 m/s [3]) sprawia, że proces ścinania może mieć charakter adiabatyczny. Głębokość penetracji jest zależna od prędkości uderzenia i wytrzymałości dynamicznej systemu. Badania przedstawione w pracy [16] wykazały, że odkształcenie plastyczne powłoki jest poprzedzone trwałym odkształceniem plastycznym podłoża. Zatem istotną rolę w odkształceniu systemu w tym sposobie obciążenia odgrywa podłoże, mimo że w pierwszej kolejności narażona jest na działanie impulsu kawitacyjnego powłoka. Siły adhezji sprawiają, że powłoka odkształca się dopasowując do podłoża. Ze względu na rozmiar ziaren tego samego rzędu, co granic ziaren, duży udział objętościowy granic ziaren w strukturze powłoki, wynikający z bardzo małych ziaren (około 6 nm tabela 1) oraz mniejszą wytrzymałość granic ziaren, odkształcenie powłoki będzie przebiegało głównie w wyniku poślizgu (ścinania) wzdłuż granic ziaren przy jednoczesnym obrocie ziaren znajdujących na drodze ścinania. Szlufarska i wsp. [21] zauważyli, że ziarna znajdujące się bezpośrednio pod wpływem obciążenia ulegają obrotowi w wyniku poślizgu o kąt dochodzący do około 16, a nanopustki znajdujące się w granicach ziaren nanokrystalicznych ceramik ulegają zanikowi, przyczyniając się przez to dodatkowo do odkształcenia powłoki. Zanik nanopustek w granicach ziaren może skutkować zwiększeniem gęstości atomowej granic ziaren i utrudnionym procesem odkształcenia podczas kolejnych implozji pęcherzyka kawitacyjnego. W przypadku zaniku pęcherzyka z wytworzeniem podciśnienia i mikrostrumienia zwróconego w kierunku przeciwnym od powłoki, powłoka jest odkształcana w wyniku jej zasysania. Kierunek działania siły jest przeciwny do wcześniej rozważanego. Odkształcenie powłoki nie jest tak silnie jak we wcześniejszym przypadku, lecz zdeterminowane siłami adhezji powłoki do podłoża. Mimo iż przeciwdziałają one odkształceniu powłoki, to jednak ich oddziaływanie na powłokę jest słabsze niż podłoża. W przypadku działania bardzo dużych sił może dochodzić do odwarstwienia powłoki, która następnie już sama podlega odkształceniom. Jednak w przeciwieństwie do wcześniejszego przypadku nanopustki w granicach ziaren będą powiększać się, a nie ulegać zanikowi. Każde następne oddziaływanie tego typu pęcherzyka będzie coraz mocniej rozciągać powłokę w wyniku wzrostu nanopustek w granicach ziaren. Wraz ze wzrostem grubości powłoki zwiększa się jej sztywność, która jest proporcjonalna do modułu sprężystości i kwadratu grubości powłoki. Mimo że moduł sprężystości jest własnością materiałową i nie zależy od wymiarów badanych próbek materiału, to w przypadku analizowanych powłok CrN osadzanych metodą ARC PVD odnotowano wzrost modułu sprężystości wraz ze wzrostem grubości powłok (tab. 1). Wzrost ten mógł być wywołany zwiększeniem naprężeń w powłoce, zmianą orientacji krystalograficznej [7], jak również zmianą kształtu ziaren. Konsekwencją wzrostu sztywności jest zwiększenie amplitudy impulsu kawitacyjnego koniecznego do spowodowania odkształcenia powłoki CrN wraz ze wzrostem jej grubości. Oznacza to, że nie wszystkie impulsy, które spowodowałyby odkształcenie powłoki o grubości 4 μm odkształcą grubszą powłokę. Zatem cieńsza powłoka jest odkształcana przez większą liczbę zanikających pęcherzyków kawitacyjnych. Z tego prawdopodobnie względu niezależnie od twardości podłoża na wszystkich powłokach o grubości 4 μm obserwowane było mikropofalowanie. W przypadku grubszych powłok liczba impulsów powodujących odkształcenie będzie mniejsza, a ich amplituda znacznie większa. Uwzględniając to, iż maksymalna prędkość mikrostrumienia wykształca się z pęcherzyków znajdujących się w bezpośredniej styczności z ciałem stałym w chwili ich zaniku [2] oraz iż w ostatniej fazie zaniku jest generowane ciepło dochodzące do kilku tysięcy kelwinów [4], należy przypuszczać, że odkształcenie grubszych powłok będzie powodowane przez impulsy generowane przez takie pęcherzyki. Ciepło zaniku pęcherzyka może oddziaływać na powierzchnię, inicjując dyfuzję Coble a w obszarze styku i ułatwiając proces odkształcenia. Poślizg wzdłuż granic ziaren będzie zatem dodatkowo wzmocniony dyfuzją Coble a. Implozja pęcherzyka w powłokę może skutkować większą anihilacją nanopustek w granicach ziaren, przyczyniając się do zwiększenia ich sztywności. W przypadku implozji pęcherzyka kawitacyjnego generującego mikrostrumień skierowany od powłoki powstała siła rozciągająca (ssąca) oraz dyfuzja Coble a mogą wyciągnąć powłokę przy jednoczesnym zwiększonym wzroście nanopustek w granicach ziaren. Powłoka jest odkształcana przez jej rozciąganie: poślizg wzdłuż granic ziaren powodujący jednoczesny rozrost nanopustek. Każde następne oddziaływanie pęcherzyka może dalej odkształcać powłokę, aż do przekroczenia lokalnej granicy wytrzymałości, powodując pękanie. W pracy [13] wyprowadzono wskaźnik odporności systemów twarda powłoka-stalowe podłoże na niszczące działanie kawitacji, R CAV (1), który następnie został pozytywnie oceniony w odniesieniu do powłok TiN i CrN osadzonych na stali austenitycznej. Depozycja twardych powłok tylko na jednym rodzaju podłoża zweryfikowała jedynie poprawność wskaźnika ze względu na właściwości powłoki. Niemożliwe było natomiast zweryfikowanie wpływu podłoża na proces erozyjny całego systemu. Prezentowane obecnie badania wytrzymałości systemów składających się z powłok CrN o zróżnicowanych grubościach osadzonych na różnych stalowych podłożach umożliwiają przeprowadzenie takiej weryfikacji. Wyznaczając wartości wskaźnika R CAV dla systemów CrN badanych w prezentowanej pracy oraz wykorzystując dane eksperymentalne badań kawitacyjnych, uzyskano przedstawioną na rysunku 7 zależność ubytków masy powstałych po 600 minutach ekspozycji od wskaźnika R CAV. Z przedstawionej zależności wynika, że wskaźnik R CAV może być wykorzystany do oceny odporności systemów twarda powłoka- -stalowe podłoże na niszczenie kawitacyjne. Wzrostowi wskaźnika R CAV towarzyszy zmniejszenie ubytku masy po określonym czasie ekspozycji systemów areologicznych powłoka CrN wytworzona metodą ARC PVD-stalowe podłoże, powstałych w wyniku kawitacji. Duży współczynnik determinacji (R 2 = 0,9298) potwierdza przydatność wyprowadzonego w pracy [13] wskaźnika R CAV do charakterystyki powłok CrN. Rys. 7. Zależność ubytków masy od wskaźnika R CAV Fig. 7. Relationship between mass loss and R CAV parameter 114 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXIV

6 WNIOSKI Przeprowadzone badania oraz ich analiza pozwoliły wyciągnąć następujące wnioski: 1. Nałożenie powłok CrN metodą ARC PVD na stalowe podłoża przy napięciu polaryzacji 100V i temperaturze podłoża 350 C przyczyniło się do zmniejszenia ubytku masy w porównaniu z ubytkiem masy powstałym na stalach bez powłoki CrN. 2. Wzrost grubości powłok CrN osłabia pozytywny efekt osadzenia powłok na stalowe podłoża. 3. Wzrost twardości podłoża wzmacnia pozytywny wpływ osadzenia powłok CrN o grubości 4 μm. 4. Właściwości podłoża wpływają na mechanizm degradacji systemów twarda powłoka CrN-stalowe podłoże. 5. Wyniki doświadczalne prezentowane w pracy potwierdzają poprawność wskaźnika R CAV. Wzrostowi jego wartości towarzyszy zmniejszenie ubytku masy powstałego w wyniku kawitacji systemów składających się z powłoki CrN wytworzonej metodą ARC PVD na stalowym podłożu. PODZIĘKOWANIA Autorka dziękuje dr. inż. Andrzejowi Czyżniewskiemu z Instytutu Mechatroniki, Nanotechnologii i Technologii Próżniowych Politechniki Koszalińskiej za nałożenie powłok CrN, przeprowadzenie pomiarów adhezji i badań dyfrakcyjnych. LITERATURA [1] Fortes Patella R., Reboud J-L.: A new approach to evaluate the cavitation erosion power. J. Fluids Eng., Trans. ASME 120 (1998) [2] Philipp A., Lauterborn W.: Cavitation erosion by single laser-produced bubbles. J. Fluid Mech. 361 (1998) [3] Hammitt F. G.: Cavitation and multiphase flow phenomena. McGraw-Hill Inc. (1980). [4] Suslick K. S., Didenko Y., Fang M. M., Hyeon T., Kolbeck K. J., Mc- NamaraIII W. B., Mdleleni M. M., Wong M.: Acoustic cavitation and its chemical consequences. Phil. Trans. R. Soc. Lond. A 357 (1999) [5] Krella A., Steller J.: Obciążenie kawitacyjne na stanowisku ze szczelinowym wzbudnikiem kawitacji. Problemy Eksploatacji 76/1 (2010) [6] Rebholz C., Ziegele H., Leyland A., Matthews A.: Structure, mechanical and tribological properties of nitrogen-containing chromium coatings prepared by reactive magnetron sputtering. Surf. Coat. Technol. 115 (1999) [7] Krella A., Czyżniewski A.: Cavitation resistance of Cr-N coatings deposited on austenitic stainless steel at various temperature. Wear 266 (2009) [8] Grant W. K., Loomis C., Moore J. J., Olson D. L., Mishra B., Perry A. J.: Characterization of hard chromium nitride coatings deposited by cathodic arc vapour deposition. Surface & Coating Technology (1996) [9] Navinšek B., Panjan P., Cvelbar A.: Characterization of low temperature CrN and TiN (PVD) hard coatings. Surf. Coat. Technol (1995) [10] Bertrand G., Mahdjoub H., Meunier C.: A study of the corrosion behaviour and protective quality of sputtered chromium nitride coatings. Surf. Coat. Technol. 126 (2000) [11] Han S., Lin J. H., Kuo J. J., He J. L., Shih H. C.: The cavitation-erosion phenomenon of chromium nitride coatings deposited using cathodic arc plasma deposition on steel. Surf. Coat. Technol. 161 (2002) [12] Krella A.: Cavitation resistance of TiN nanocrystalline coatings with various thickness. Advances in Materials Science 9 (2009) [13] Krella A.: The new parameter to assess cavitation erosion resistance of hard PVD coatings. Engineering Failure Analysis 18 (2011) [14] Czyżniewski A., Krella A.: Wytwarzanie i właściwości powłok TiN i CrN w zastosowaniu do ograniczenia zużycia elementów maszyn przez kawitację. Inżynieria Materiałowa 3/151 (2006) [15] Tjong S. C., Chen H.: Nanocrystalline materials and coatings. Materials Science and Engineering R 45 (2004) [16] Puchi-Cabrera E. S., Matinez F., Herrera I., Berrios J. A., Dixit S., Bhat D.: On the fatigue behaviour of an AISI 316L stainess steel coated with a PVD TiN deposit. Surface & Coatings Technology 182 (2004) [17] Ma L. W., Cairney J. M., Hoffman M., Munroe P. R.: Deformation mechanisms operating during nanoindentation of TiN coatings on steel substrates. Surface and Coatings Technology 192 (2005) [18] Krella A.: Cavitation degradation model of hard thin PVD coatings. Advances in Materials Science 10 (3) (25) (2010) [19] Brennen Ch. E.: Cavitation and bubble dynamics. Oxford University Press [20] Krella A.: Mechanizmy odkształcenia materiałów nanostrukturalnych. Inżynieria Materiałowa 5 (2011) [21] Szlufarska I., Nakano A., Vashishta P.: A crossover in the mechanical response of nanocrystalline ceramics. Science 309 (2005) NR 2/2013 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 115